2
Содержание
ВВЕДЕНИЕ.....................................................................5
Глава 1. Механизмы деформации и текстурообразования в малолегированных сплавах на основе циркония................................................8
1.1 Структурные особенности исследованных сплавов Хг-2.5%ЫЬ...............8
1.2 Механизмы деформации и текстурообразования в а^г.....................11
1.2.1 Элементы скольжения..............................................11
1.2.2. Роль двойникования в пластической деформации а-2г...............15
1.2.3. Влияние примесей внедрения и замещения на механизмы пластической деформации.............................................................18
1.2.4 Кристаллографические принципы текстурообразования в ГП-металлах
при деформации.......................................................21
1.2.5. Развитие текстуры в а-цирконии..................................25
1.3. Механизмы деформации и текстурообразования в .......................27
1.3.1. Кристаллография скольжения и двойникования в ОЦК-кристаллах 27
1.3.2. Кристаллографические принципы текстурообразования в ОЦК-металлах при деформации.........................................................28
1.3.3. Текстуры ОЦК -металлов..........................................33
1.4. Особенности деформации двухфазных сплавов...........................35
1.5. Изменение текстуры деформации при отжиге............................37
1.5.1. Изменение текстуры при рекристаллизации а-циркония..............38
1.5.2. Закономерности протекания фазовых превращений а в сплавах на основе циркония........................................................42
1.6. Выводы..............................................................47
Глава 2. Методы исследования поликристаллических материалов.................48
2.1. Рентгеновские методы анализа структуры материала....................48
2.1.1. Фазовый анализ..................................................48
2.1.2. Оценка структурного состояния по угловой полуширине рентгеновских линий. Анализ формы линии..............................................50
2.1.3. Анализ кристаллографической текстуры по прямым полюсным фигурам. .......................................................................52
з
2.1.4. Расчёт параметров Кёрнса.........................................56
2.2. Текстура как «память» о структурно-фазовом состоянии материала в условиях деформации..................................................58
2.3. Кристаллография скольжения и фазовых превращений в циркониевых сплавах..............................................................60
2.4. Металлографический анализ структуры материала........................62
2.5 Микротвердость........................................................63
Глава 3. Формирование текстуры и структуры в сплаве Zr-2.5%Nb при деформации сжатием..................................................................65
3.1. Изготовление образцов................................................65
3.2. Методические особенности рентгеновского исследования.................67
3.3. Текстуры одноосного сжатия исследованных образцов: основные особенности и механизмы формирования.................................69
3.3.1. Несоответствие текстуры образцов аксиальной деформационной схеме 80
3.3.2. Деформация при температурах Р-области............................81
3.3.3. Варианты развития пластической деформации в (а+р) - области 81
3.3.4. Двухстадийность деформации в (а+Р) - области.....................84
3.3.5. Деформация с участием зернограничного проскальзывания............85
3.4. Анализ субструкгурного состояния образцов сплава 2г-2.5%ЫЬ по параметрам рентгеновских линий.......................................86
3.5. Оценка структурного состояния образцов по их микротвердости..........97
3.6. Температурная зависимость текстуры деформации.......................101
3.7. Послойная неоднородность структуры и текстуры прессованных образцов 106
3.8.0 микроструктуре прессованных образцов..............................107
3.9. Выводы..............................................................109
Глава 4. Реконструкция процессов высокотемпературной деформации сплава 2г-2.5%КЬ на основе совместного рассмотрения кривых «напряжение-деформация» и текстурных данных.....................................................110
4.1. Введение............................................................110
4.2. Кривые «напряжение - деформация» и их основные особенности..........112
4.3. Зависимость характера кривых «напряжение - деформация» от особенностей действия различных деформационных механизмов в сплаве Zr-2.5%Nb...117
4.4. Температурные зависимости напряжения деформации при разных скоростях сжатия............................................................124
4.5. Выводы............................................................128
Глава 5. Влияние закалки на структурные особенности деформированного сплава
Zr-2.5%Nb..............................................................129
5.1. Пересыщение решетки a-Zr атомами Nb, как основной закалочный эффект ..................................................................129
5.2. Влияние отжига на структуру закаленного сплава Zr-2.5%Nb..........141
5.3. Оценка содержания Nb в а’-фазе по уменьшению параметров элементарной ячейки............................................................142
5.4. Восстановление особенностей структурообразования при закалке......145
5.5. О влиянии межзеренного проскальзывания на параметры рентгеновских линий.............................................................146
5.6. Рентгеновское изучение ß-фазы в закаленном деформированном сплаве Zr-2.5%Nb............................................................149
5.6.1. О содержании ß-фазы в закаленных образцах....................149
5.6.2. Текстура деформации ß-фазы...................................151
5.7. Выводы............................................................153
ОБЩИЕ ВЫВОДЫ.............................................................155
Список литерату ры.......................................................157
5
ВВЕДЕНИЕ
Актуальность работы. Данная диссертационная работа посвящена изучению высокотемпературных деформационных процессов в сплаве гг-2.5%ЫЬ, являющемся одним из основных конструкционных материалов атомного реакторостроения. Деформация при температурах (а+Р)- и р-областей диаграммы состояний 2г-ЫЬ является неотъемлемой частью любого технологического процесса, направленного на получение изделий из циркониевых сплавов, но ее физические механизмы изучены в значительно меньшей степени, чем механизмы холодной деформации.
Их систематическому изучению препятствуют невозможность проведения структурных исследований при высоких температурах и практическая неосуществимость технологических экспериментов по горячей деформации. Последнее обусловлено трудностями обработки заготовок малого размера при использовании промышленного ковочного или прокатного оборудования, а также экономической неприемлемостью обработки полномерных заготовок по неоптимальным режимам, сопряженным с риском их последующей отбраковки. Вследствие этого все используемые модели высокотемпературной деформации основываются на результатах структурных исследований, проводимых при комнатной температуре, то есть после охлаждения материала, подвергнутого высокотемпературной деформации по штатным режимам или близким к ним. Для достоверного восстановления картины высокотемпературной деформации по данным исследования закаленных образцов необходима надежная информация о структурных изменениях в материале, сопряженных с закалкой. Но доступная информация такого рода недостаточно систематична и требует уточнения.
Кривые «напряжение - деформация», полученные в процессе высокотемпературного сжатия модельных образцов, характеризуя механическое поведение материала, требуют адекватной интерпретации на уровне представлений об изменении структуры и текстуры деформируемого материала. Однако, принципы такой интерпретации до настоящего времени остаются слабо разработанными.
В этой связи целью данной диссертационной работы являлось установление закономерностей и механизмов формирования текстуры и структуры в сплаве Ъх-2.5%14Ь в условиях его деформации при температурах (а+р)- и р-областей диаграмм состояний, выявление структурных и текстурных параметров материала,
6
ответственных за наблюдаемые особенности кривых «напряжение - деформация», а также уточнение структурных изменений, обусловленных закалкой сплава с температуры деформации, для последующего использования полученных результатов при разработке и модификации технологических процессов производства изделий из этого сплава.
Научная новизна работы обусловлена, во-первых, применением новейшего ковочного оборудования для деформации маломерных модельных образцов в широком интервале контролируемых температурно-скоростных режимов и, во-вторых, использованием рентгеновского текстурного анализа, основываю-щегося на концепции, согласно которой кристаллографическая текстура материала, в отличие от его других характеристик, в наиболее явном виде хранит память о большинстве протекавших в материале процессов. Таким образом, для проведения данной работы потребовались наличие систематической подборки модельных образцов из сплава 2г-2.5%ЫЬ, деформированных по разным температурноскоростным режимам, и возможность проведения текстурных исследований при использовании элементарных представлений теории текстурообразования, связывающих действующие деформационные механизмы с особенностями формирующихся текстур.
Представленные в работе результаты получены впервые и в совокупности образуют систематическое описание процессов, ответственных за формирова-ние текстуры и структуры сплава Zr-2.5%Nb, а также за его механическое поведение при модельной пластической деформации в температурных диапазонах, отвечающих (а+р)- и р-областям диаграммы состояния 2г-М).
Практическая значимость работы. Результаты диссертации могут быть использованы в качестве научной основы при разработке и модификации технологических схем получения изделий из сплава 2г-2.5%ЫЬ.
Хотя в рамках данной работы кристаллографическая текстура фигурирует, главным образом, в качестве характеристики, позволяющей реконструировать развитие в материале предшествующих деформационных процессов при повышенных температурах, следует иметь в виду, что текстура и сама по себе является важнейшей характеристикой материала, предопределяющей анизотропию его свойств и зачастую ответственной за структурную неоднородность изделий.
7
Поэтому выявляемые в диссертации принципы управления текстурой циркониевых сплавов при горячей деформации имеют самое непосредственное отношение к решению проблемы получения изделий с заданными свойствами.
На защиту выносятся:
- результаты изучения текстурообразования в модельных образцах из сплава Zr-2.5%Nb при деформации одноосным сжатием в интервале температур (a+ß)- и ß-областей диаграммы состояния со скоростями 0.1 - 1.0 с*1;
- принцип изучения механизмов высокотемпературной деформации по текстуре а-фазы, сохраняющей «память» о предыстории материала;
- результаты определения механизмов деформации, действующих в сплавах при различных температурно-скоростных режимах сжатия;
- концепция взаимодействия пластической деформации и фазовых превращений при температурах (сг^)-области диаграммы состояния;
- данные об изменении субструктурных характеристик и микротвердости сплавов в зависимости от температуры деформации;
- режимы деформации сплава Zr-2.5%Nb, сопряженные с наибольшей активностью межзеренного проскальзывания и с наибольшим размытием формирующейся текстуры;
- данные о развитии динамической рекристаллизации в ß-фазе сплава Zr-2.5%Nb;
- результаты анализа кривых «напряжение-деформация» на основании структурных и текстурных изменений в сплаве при высокой температуре.
Апробация работы. Результаты исследований докладывались и обсуждались на ежегодных Научных сессиях МИФИ (Москва, 2005-2007 гг.), а также на международной конференции «Fundametals of Deformation and Annealing» (Manchester, 2006 г.).
Публикации. Основные результаты диссертационной работы опубликованы в 9 печатных работах в отечественных и зарубежных журналах и в сборниках трудов Научных сессий МИФИ и международной конференции «Fundametals of Deformation and Annealing».
Структура и объём работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных выводов и списка литературы. Диссертация изложена на 167 страницах, включая 71 рисунок, 7 таблиц и 149 наименований в списке литературы.
8
Глава 1. Механизмы деформации и текстурообразования в малолегированных
сплавах на основе циркония
1.1 Структурные особенности исследованных сплавов Zr-2.5%Nb
Чистый цирконий характеризуется уникальным сочетанием ядерных и коррозионных свойств. Низкое сечение захвата тепловых нейтронов и высокая коррозионная стойкость в пароводяной среде предопределили использование циркония в активной зоне ядерных реакторов. Легирующие элементы должны нейтрализовать отрицательное влияние на коррозионную стойкость примесей, неизбежно присутствующих в промышленном цирконии, и повысить механическую прочность изделий и их эксплуатационные свойства при высоких температурах в агрессивной среде при воздействии облучения. Принципы легирования циркония в целях повышения коррозионных и механических свойств изложены в работе /1,2/. В активной зоне реакторов на тепловых нейтронах широко используются малолегированные (до 3 мае. %) циркониевые сплавы: Zr-l%Nb, Zr-2,5%Nb, циркалои (легирующие элементы Sn, Fe, Cr, Ni), а также сплав Zr-l%Nb-l%Sn-0.4%Fe и его зарубежные модификации (ZIRLO, NSF (США), NDA, MDA (Япония))*.
Ниобий оказывается почти единственным элементом из V, VIA и VIII групп, подходящим для легирования циркония /1/. Ниобий обладает следующими положительными свойствами:
1) небольшое сечение захвата - 1.1 барн (против 0.18 барн у природного циркония - смесь изотопов /3/);
2) стабилизирует коррозионную стойкость нелегированного циркония, т.е. устраняет вредное влияние малых количеств таких примесей, как углерод, алюминий, титан, имеющихся в реакторно-чистом цирконии;
3) эффективно снижает долю поглощаемого водорода;
4) способствует повышению механических свойств сплава как за счёт твёрдорастворного упрочнения a-Zr, так и за счёт образования дополнительной Р-фазы.
Олово, используемое в качестве основного легирующего элемента в циркалоях, компенсирует вредное действие азота, но повышает скорость коррозии сплава.
* - здесь и далее при обозначении сплавов (если это специально не оговорено) указаны массовые %.
9
Введение в сплав, наряду с оловом, 0.25-0.3% железа (2.53 барн), хрома (2.9 барн) и никеля (4.5 барн) доводит коррозионную стойкость до высокого уровня.
Данная работа выполнена на сплаве 2г-2.5%ЫЬ, нашедшем широкое применение в активной зоне ядерных реакторов на тепловых нейтронах. Свойства сплава полностью определяется его структурой, т.е. фазовым составом, формой и размером сформировавшихся в процессе термомеханической обработки зёрен, плотностью и типом дислокаций, характером границ и т.п. Преимущественная ориентация зёрен в поликристаллическом материале предопределяет анизотропию эксплуатационных свойств изделий (канальные трубы, каркас тепловыделяющих сборок и т.п.).
Цирконий является полиморфным металлом. При температуре 862°С низкотемпературная а-модификация, характеризующаяся гексагональной сингонией, претерпевает превращение в р-модификацию, имеющую ОЦК кристаллическую решётку (см. табл. 1.1). Превращение а<-»р носит бездиффузионный мартенситный характер, что подтверждается слабой зависимостью положения точки превращения от скорости охлаждения.
Таблица 1.1. Характеристика модификаций циркония /2/.
Фаза Кристаллическая структура Параметры решёт ки, нм Условия существования
а ГПУ я = 0,32312 с = 0,51463 Т < 862°С
Р ОЦК а = 0,359 Т= 862-г 1855°С
СО ГПУ а = 0,5036 с = 0,3109 Давление > 6 ГПа
При высоком давлении в чистом цирконии также возможно образование метастабильной со-фазы /2/. Параметры кристаллических структур, характерных для чистого циркония, приведены в таблице 1.1.
Для понимания формирующейся в сплаве структуры необходимо, прежде всего, остановиться на рассмотрении равновесной диаграммы состояний системы 2г-ЫЬ, приведенной на рис. 1.1 /4/. Диаграмма характеризуется наличием монотектоидного превращения, происходящего при температуре 590-610°С. Согласно равновесной диаграмме состояний в малолегированных сплавах при
10
комнатной температуре возможно присутствие двух фаз: а-фазы с гексагональной плотноупакованной кристаллической решёткой (ГПУ) и Р-фазы с объёмно-
центрированной кубической решёткой (ОЦК). В равновесных условиях Р-фаза содержит до 88 мас.% ЫЬ, а а-фаза - до 0.6% N6 (при температуре монотектоидного превращения).
В случае закалки сплава от температуры существования Р-фазы содержание ЫЬ в р-фазе соответствует составу сплава. Если же закалку проводят от температуры двухфазной области, то содержание N6 в Р-фазе может изменяться в широких пределах (до 20% N6) в зависимости от температуры выдержки.
Таким образом, в промышленных сплавах после различных термообработок содержание N6 в Р-фазе изменяется либо от 0,6 до 20% (такая фаза условно называется р-2г), либо равна 88% (р-М>). Фаза Р-1г является неравновесной при комнатной температуре и образуется в результате закалки с температур р- или (а+р)-области диаграммы состояний, а фаза р-ЫЬ является равновесной и образуется в результате отжига при температуре ниже линии монотектоидного превращения (т.с. ниже 610°С).
ш-фаза может образоваться при закалке сплавов от температур двухфазной области, когда содержание N6 в р-фазе может достигать 20% /5/, а также при отжиге закалённой Р-фазы с повышенным содержанием N6 при температуре 400°С /4-7/. Однако, со-фаза является неустойчивой и при температурах заключительного отжига распадается с образованием стабильных а- и Р-фаз.
Таким образом, основными фазами сплаве 2г-2.5%ИЬ являются а- и Р-2г, содержание в которых ЫЬ может варьироваться в широких пределах в зависимости от температуры обработки. Сплав Zr-2.5%Nb в отожженном (равновесном) состоянии преимущественно состоит из а-фазы (более 97 мас.%) и р-фазы (менее 3%). Распределение р-фазы в объёме материала зависит от режимов обработки
Содержание НЪ^от.'/Ф О 10 Р0 3040 50 50 7030 30100
Т 1 I Г—1 Г-П
О 10 20 30 40 50 50 70 80 30100 Оо8ержание НЪ/юс.%
Рис. I. I. Равновесная диаграхмма состояний сплавов 2г-ЫЬ /4/.
11
сплава на заключительной стадии: закалка с разных температур, деформация и окончательный отжиг. Присутствие со-фазы в сплаве равносильно наличию интерметаллидов, которые отличаются повышенной прочностью, и практически не участвуют в процессе деформационной обработки.
1.2 Механизмы деформации и текстурообразования в а-Хг
1.2.1 Элементы скольжения
Изучение действующих в металлах механизмов пластической деформации обычно проводится с использованием металлографических или электронномикроскопических методов /8-10/. Непосредственное изучение возможно лишь в случае исходной крупнозернистой структуры и при относительно малых степенях деформации. Только при соблюдении этих условий удается наблюдать следы скольжения на поверхности зерен с известной кристаллографической ориентацией и добиться разрешения отдельных дислокаций при электронно-микроскопическом исследовании.
Основные результаты металлографических и электронно-микроскопических исследований структуры циркония в процессе его пластической деформации освещены в обзорах /4, 11,12/. В первых же работах по наблюдению действующих механизмов /13-16/ на основании металлографических данных было установлено, что как при растяжении, так и при сжатии крупнокристаллического иодидного циркония и его монокристаллов, ориентированных по отношению к оси нагружения произвольным образом, при комнатной температуре активизируется призматическое скольжение - {10 Г 0}<1210>. Во всех последующих работах признается преобладание призматического скольжения по сравнению со скольжением по другим плоскостям в температурном интервале существования ГП-модификации циркония.
Однако наряду с легким скольжением по плоскости призмы наблюдается скольжение по другим плоскостям: (0001)/17-45/, {1011}/14,20,26-30,46/, {1013}/29/, {112 1}/28,29,46,47/, {1122} /26,32/. Причем роль вторичных систем скольжения меняется при варьировании содержания примесей и условий деформирования. Плоскости скольжения а-циркония показаны на рис. 1.2 в,г.
б)
<2113>
Рис. 1.2. Кристаллическая структура а-циркония; а-расположение атомов (О) б-тетраэдрических (Л, А) и октаэдрических (□) междоузлий; в,г- элементов скольжения; д,е- элементов двойникования.
13
Серия работ по изучению характеристик различных систем скольжения в монокристаллах циркония (2.1 • 10"3% О) была проведена Актаром/21- 23,27/. На основании полученных зависимостей приведенных сдвиговых напряжений (или критических напряжений сдвига - КНС) от величины сдвиговой деформации,
0,2 0,4 е
Рис. 1.3. Зависимость приведенного скалывающего напряжения от величины сдвиговой деформации для растягиваемых в различных направлениях монокристаллах /21/.
Рис. 1.4. Зависимость КНС для различных систем скольжения от температуры испытания монокристаллов циркония /27/.
1-78 К
2-196 К
3-293 К
4-423 К 52 ЗК К
I
Л •°-{IOn)<II23>1 ч--одой<на)>|
1 у-рхофиам
\ ! *4 1
представленных на рис. 1.3. Актар разделил кривые напряжение-деформации на три участка, характеризующих различные стадии упрочнения металла.
На стадии I коэффициент упрочнения, определяющийся как тангенс угла наклона кривой, невелик и составляет 1.5 10*3G (G — модуль сдвига) в монокристаллах, деформируемых при температуре 77 К; на стадии II упрочнение существенно усиливается — коэффициент упрочнения при этом увеличивается в пять раз; стадия III характеризуется разупрочнением металла. По мере возрастания сдвиговой деформации монокристаллов, благоприятно ориентированных для скольжения {0110}<2110>, дислокационная структура изменяется в соответствии с перечисленными стадиями деформационного упрочнения: на первой из них видны следы единичного скольжения по плоскости призмы; для второй стадии характерно развитие сопряженного призматического скольжения; на стадии III прямые ранее следы скольжения приобретают волнообразный характер, что связано с развитием поперечного скольжения из призматической плоскости в базисную.
Стадии I и II ярко выражены в монокристаллах циркония лишь при температурах деформации ниже 300 К, а при температуре выше 423 К в процессе деформации отсутствует (см. рис. 1.3). При температурах выше 850 К становится
14
возможным определение КНС для базисных плоскостей /22/, ниже 850 К этому препятствует наложение процесса двойникования. На рис. 1.4 приведены кривые изменения КНС для базисных и призматических плоскостей в зависимости от температуры деформации монокристаллов, из которых следует, что отношение ^(oooi/*{loio} при 1075 К составляет ~1.3 и значительно меньше величины, приводимой в работе /16/.
В деформированном при комнатной температуре поликристаллическом цирконии Диксон и Крейг /24/ металлографически выявили отчетливые следы базисного скольжения. При трехточечном изгибе образца базисное скольжение даже предшествовало призматическому без активизации двойникования. Измеренные ИМИ отношения КНС ПО обеим ПЛОСКОСТЯМ скольжения *(0001/ *{10i0} изменялись от 2.2 до 2.6 в зависимости от чистоты металла (см.разд. 1.2.3). Авторы также отмечают резкие следы скольжения по плоскости базиса в областях концентрации напряжений - вблизи двойников{112 1} и при увеличении скорости деформации. Наблюдаемые следы скольжения у вершин двойников объясняются механизмом роста. В работе /25/ показано, что распространение двойников {1121} осуществляется путем взаимодействия дислокаций в изогнутых базисных плоскостях с двойникующими дислокациями. Изогнутые базисные плоскости в вершине двойника представляют собой двойной сброс.
При повышенной концентрации напряжений, например, у границ зёрен, отмечается скольжение по пирамидальным плоскостям в неплотноупакованном направлении с вектором Бюргерса (с+а) /28-30, 46/. В работе /41/ использование электронной микроскопии тонких фольг позволило идентифицировать элементы скольжения: {1122}<Г Г23>. Наличие в цирконии скольжения в неплотноупакованном направлении предполагается необходимым для объяснения устойчивости конечной текстуры прокатки и высокой вязкости /46/.
Согласно данным работы /27/ скольжение дислокаций с вектором Бюргерса (с+а) по плоскости {10 Г1} происходит, лишь при температурах выше 800 К. Такая плоскость скольжения обнаружена в деформированных сжатием монокристаллах циркония наряду с двойникованием по этой же плоскости. Рассчитанные значения КНС для этой плоскости значительно выше КНС для плоскостей (0001) и, подавно, {10 Г 0} даже при повышенных температурах (выше 800 К, см. рис. 1.4).
- Київ+380960830922