Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 9, стр. 931-935
Структурные изменения в горячедеформированном никелевом сплаве в отображении карт процесса диссипации механической энергии
Б. К. Барахтин a, Е. А. Васильева a, Ю. М. Маркова a, *, К. А. Охапкин a, С. Н. Петров a
a НИЦ “Курчатовский институт” – ЦНИИ КМ “Прометей”
191015 Санкт-Петербург, ул. Шпалерная, 49, Россия
* E-mail: yulia.markova@inbox.ru
Поступила в редакцию 03.10.2018
После доработки 14.01.2019
Принята к публикации 20.03.2019
Аннотация
Методами оптической и электронной растровой микроскопии исследована структура жаропрочного никелевого сплава в зависимости от режимов горячей пластической деформации. По данным сжатия образцов со скоростями от 10–3 до 10 с–1 в диапазоне температур 900–1140°С построена карта процесса, на которой выявлены экстремальные значения коэффициента эффективности диссипации механической энергии. Установлено соответствие положений экстремумов на карте процесса с особенностями структурных изменений.
ВВЕДЕНИЕ
Сплав на основе никеля ХН55МВЦ-ИД [1] является перспективным конструкционным материалом, используемым в различных установках ядерной энергетики. При разработке технологии горячей пластической деформации крупногабаритных поковок было установлено негативное влияние химической неоднородности на технологичность этого сплава [2]. В поиске наилучших условий горячей обработки металлов с вариацией температур и скоростей пластической деформации одним из перспективных путей является построение карты процесса с оценкой диссипации вводимой механической энергии [3].
Целью работы является установление благоприятных температурно-скоростных условий горячей пластической деформации сплава ХН55МВЦ-ИД по данным карты процесса и выявленной структуре деформированного металла.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
Имитация технологических операций горячего деформирования, которые применяются для изготовления крупногабаритных заготовок, реализована с помощью деформационного дилатометра Dil-805 в условиях одноосного сжатия в диапазоне температур 900–1140°С со скоростями от 10–3 до 10 с–1. В изотермических условиях процесс деформации образцов ∅5 × 10 мм сплава ХН55МВЦ-ИД осуществлялся до значений ε = = 0.3 и документировался в виде диаграмм σ(ε) в истинных координатах.
Согласно методологии [4] и реологической модели упруговязкопластичной среды [5], по массивам данных σ(ε, έ, T) вычислялись безразмерные значения коэффициентов рассеяния механической энергии η(lg έ, T), которые изменяются в интервале 0–1 или 0–100%.
Коэффициенты η(lg έ, T) интерпретируются как относительные скорости производства внутренней энтропии, максимальное значение которой соответствует среде с полной релаксацией напряжений без фактора упрочнения. Величина η(lg έ, T) характеризует способность ансамблей дефектов кристаллического строения рассеивать вводимую механическую энергию в процессе горячей деформации [6].
В поле параметров lg έ-T массив вычисленных значений η(lg έ, T) представлен в виде распределения – карты процесса, построенной в линиях постоянных уровней.
Из числа деформированных образцов для металлографических исследований отобраны 4 образца, испытанные по следующим температурно-скоростным режимам:
№ 1 | T = 1140°C | έ = 10–2 c–1 |
№ 2 | T = 1050°C | έ = 10–3 c–1 |
№ 3 | T = 950°C | έ = 10–1 c–1 |
№ 4 | T = 900°C | έ = 10 c–1 |
Каждый образец разрезался вдоль оси, и на полученных сечениях подготавливались шлифы.
Локальные механические свойства металла оценивали по микротвердости (HV0.05, кГ/мм2), измеренной с помощью микротвердомера DM8, Affri.
Структурные исследования выполнены с применением оптического микроскопа Axio Observer и растрового электронного микроскопа Quanta 200 3D FEG с анализатором картин дифракции обратно рассеянных электронов (ДОЭ). На участках шлифов размером ~100 × 100 мкм с шагом 0.2 мкм методом ДОЭ [7] определяли локальные кристаллографические ориентировки.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ДАННЫЕ И АНАЛИЗ ПОЛУЧЕННЫХ РЕЗУЛЬТАТОВ
Результаты испытаний образцов не противоречили положениям физического материаловедения о поведении металлов в условиях горячей пластической деформации. Установлено, что рост скорости деформации сопровождается увеличением сопротивления деформации, а повышение температуры – уменьшением сопротивления (рис. 1).
На построенной карте процесса (рис. 2) присутствовали участки с экстремальными и промежуточными значениями коэффициента η(lgέ,T). По результатам [8] в области η(lgέ,T) > 39%, соответствующей условиям деформации образцов № 1 и 2, ожидались структуры релаксационного типа. В промежуточной зоне, ограниченной оценками η(lgέ,T) = 20 ± 5%, структурное состояние металла в образце № 3 могло сформироваться в условиях динамического равновесия процессов упрочнения и разупрочнения. Значения η(lg έ,T) < < 3% должны были соответствовать предельно упрочненному структурному состоянию с запасом латентной энергии.
Структурные исследования позволили установить следующее.
Структура образца № 1 (η = 42 ± 3%) представлена почти равноосными рекристаллизованными зернами с внутризеренными разориентировками не более 0.6° ± 0.2°, типичными для полностью рекристаллизованного аустенита (рис. 3). Микротвердость сплава составляет 190 ± 30 кГ/мм2.
На шлифах образца № 2 (η ~ 39%) выявлены мелкие (менее 10 мкм) зерна, равномерно распределенные вдоль границ более крупных (до 100 мкм) зерен, или сосредоточенные в виде групп (рис. 4). По данным ДОЭ установлено, что в мелких зернах накопленная разориентировка не превышает 1°, а в более крупных зернах достигает 10°. Данный факт позволяет заключить, что новое динамически рекристаллизованное зерно образовалось флуктуационным образом в местах локального сосредоточения хаотически распределенных дислокаций. В этих рекристаллизованных зернах наблюдаются многочисленные двойники, что указывает на то, что их рост происходил в стесненных условиях, обусловленных сопротивлением миграции границ растущих зерен со стороны крупных зерен, не накопивших достаточного уровня латентной энергии. Такая ситуация является характерной для незавершенных рекристаллизационных процессов.
В структуре образца № 3 (η = 20 ± 5%) выявлено наличие очень мелких рекристаллизованных зерен на границах крупных деформированных зерен с большими внутризеренными разориентировками. Мелкие (не более нескольких микрон) рекристаллизованные зерна характеризуются минимальными внутризеренными разориентировками (рис. 5). Наблюдаемая структура характерна для начальной стадии рекристаллизации.
Структура сплава в образце № 4 (η < 3) характеризуется неравноосными деформированными зернами, в которых зафиксировано монотонное накопление разориентировок, микротвердость сплава изменяется в диапазоне 270 ± 20 кГ/мм2, что является типичным для упрочненного упругопластического состояния материала.
Данные структурных исследований сплава ХН55МВЦ-ИД находятся в согласии с использованной реологической моделью деформируемой среды и не противоречат опубликованным результатам исследований сталей и сплавов разного химического состава. Это подчеркивает правильность выбора и целесообразность использования концепции распределения вводимой механической энергии.
Полученные данные наглядно показали, что при вариации условий горячей пластической деформации в деформируемом материале последовательно активируются несколько кинетических механизмов диссипации энергии. Поэтому представилось интересным проследить кинетику происходивших структурных изменений.
Для решения этой задачи массив данных о рассеянии энергии в координатах η(Т, lg έ, ε = const) был преобразован в новый массив η(ε, lg έ,Т = const). В новом представлении поведение функции η(ε, lg έ) допускало интерпретацию динамических процессов в терминах теории колебаний и волн11. Обращение к теории колебаний вполне оправдано, поскольку во всех физических явлениях перенос энергии без переноса вещества осуществляется в виде волн [9].
В новом (фазовом) представлении карты распределения коэффициентов диссипации η(ε, lg έ) показали (рис. 6), что линии постоянных уровней объединяются в траектории различной топологии [10]: прямолинейного вида, в форме овалов, характерных при периодическом движении, и сепаратрис, идущих из “седла” в “седло”. Выявленные траектории указывали не на перемещение материальных носителей, а на изменение их энергетического состояния.
В расположении овалов с особыми точками типа “центр” признаки периодичности свидетельствовали об обменах механической энергией в системе “нагружающее устройство–мезоструктура–образец”, по кинетике близкой к гармоническим процессам.
Вблизи сепаратрис нет устойчивости, поэтому траектории в форме чередующихся петель можно отнести к моментам возникновения энергетических флуктуаций – солитонов как предвестников структурно-фазовых переходов. Если это так, “захват” коэффициентов η(ε, lg έ) в “центр” овальной траектории можно интерпретировать как локализацию актов диссипации энергии, которые в диапазоне η < 10 могут реализоваться в форме пор или микротрещин, а при η > 30 – способствовать активации процессов динамической полигонизации, динамической и статической рекристаллизации.
Наличие траекторий разного типа свидетельствует о том, что при вариации условий горячей деформации ансамбли дефектов кристаллического строения по-разному проявляют свои динамические и диссипативные свойства. Можно полагать, что при скоростях деформации, при которых наблюдаются траектории прямолинейного вида, носители пластической моды не захватываются мгновенным механическим полем и рассеивают энергию по объему всего образца.
Линия “тренда”, проведенная по направлению чередования сепаратрис, указывает на ускорение структурных перестроек в сплаве ХН55МВЦ-ИД с ростом температуры и на ограничение предельной (безопасной) деформации, не приводящей к появлению трещин в деформируемом материале. Последнее важно при выборе режимов горячей обработки сплава по критерию “производительность–качество”.
ВЫВОДЫ
По данным механических испытаний сжатием образцов сплава ХН55МВЦ-ИД с вариацией скорости пластической деформации от 10–3 до 10 с–1 в интервале температур 900–1140°С построена карта процесса, позволившая указать режим пластической деформации с формированием структуры динамической рекристаллизации при 1060°С со скоростью 10–2–10–3 с–1.
Выбор режима с помощью карты процесса проверен структурными исследованиями.
Экспериментальные исследования выполнены на оборудовании Центра коллективного пользования научным оборудованием “Состав, структура и свойства конструкционных и функциональных материалов” НИЦ “Курчатовский институт” – ЦНИИ КМ “Прометей” при финансовой поддержке государства в лице Минобрнауки в рамках соглашения № 14.595.21.0004, уникальный идентификатор RFMEFI59517X0004.
Список литературы
Орыщенко А.С., Карзов Г.П., Кудрявцев А.С., Трапезников Ю.М., Артемьева Д.А., Охапкин К.А. Жаропрочный сплав на никелевой основе. Патент на изобретение № 2543587, RU 2543587 C2, опубл. 10.03.15, бюлл. № 7.
Карзов Г.П., Каштанов А.Д., Кудрявцев А.С., Охапкин К.А., Груздев Д.А. Влияние химической неоднородности на “горячие” механические свойства сплава ХН55МВЦ-ИД и повышение технологичности при термодеформационном воздействии // Вопросы материаловедения. 2015. № 4 (84). С. 23–28.
Рудской А.И., Варгасов Н.Р., Барахтин Б.К. Термопластическое деформирование металлов. СПб.: Изд-во Политехн. Ун-та, 2018. 286 с.
Hot Working Guide A Compendium of Processing Maps / Edited by Y.V.R.K. Prasad, S. Sasidhara. Department of Metallurgy Indian Institute of Science: Bangalore, 2004. 560 p.
Рыбин Ю.И., Рудской А.И., Золотов А.М. Математическое моделирование и проектирование технологических процессов обработки металлов давлением. СПб.: Наука, 2004. 644 с.
Барахтин Б.К., Варгасов Н.Р., Немец А.М., Хлусова Е.И. Выбор режимов термомеханической обработки сталей и сплавов на основе системного анализа структуры и имитационного моделирования // Физика и механика материалов. 2011. Т. 12. № 1. С. 30–42.
Метод дифракции отраженных электронов в материаловедении / Под ред. А. Шварца, М. Кумара, Б. Адамса, Д. Филда. М.: Техносфера, 2014. 544 с.
Малышевский В.А., Хлусова Е.И., Барахтин Б.К. Структурно-механическое состояние перспективных ГЦК сплавов в условиях горячей пластической деформации // Вопросы материаловедения. 2010. № 4(64). С. 7–20.
Карлов Н.В., Кириченко Н.А. Колебания, волны, структуры. М.: ФИЗМАТЛИТ, 2003. 496 с.
Барахтин Б.К. Особенности полимасштабных превращений в структурах сталей и сплавов в условиях горячего сжатия / Физико-химические аспекты изучения кластеров, наноструктур и наноматериалов. Межвуз. сб. научн. трудов, Тверь: Твер. гос. ун-т, 2014. Вып. 6. С. 29–40.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Физика металлов и металловедение