Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 9, стр. 931-935

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:

Каждый образец разрезался вдоль оси, и на полученных сечениях подготавливались шлифы.

Локальные механические свойства металла оценивали по микротвердости (HV_0.05, 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).

Рис. 1.

Примеры диаграмм σ(ε) для образцов сплава ХН55МВЦ-ИД в условиях сжатия при 900°C (а) и 1140°C (б) с указанными скоростями.

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.

Рис. 2.

Карта распределения коэффициентов η(lgέ,T), построенная в линиях постоянных уровней по данным горячего сжатия образцов сплава ХН55МВЦ-ИД. Окружности с номерами внутри обозначают в координатах lg έ–T условия отбора образцов для структурных исследований. Шкала справа кодирует фон карты по значениям коэффициентов η(lg έ,T) в %.

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.

Рис. 3.

Структура сплава с данными замеров микротвердости (а) и распределение внутризеренных разориентировок по максимальной хорде в пределах одного зерна (б) в образце № 1. (А – между соседними точками определения, Б – относительно точки с координатами “0”.)

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.

Рис. 4.

Ориентационная карта участка образца № 2, отображающая незавершенный процесс динамической рекристаллизации.

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.

Рис. 5.

Мелкие рекристаллизованные зерна на границах деформированных зерен в образце № 3. Карта средних значений разориентировок по зерну (а) ориентационная карта (б).

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.

Рис. 6.

Распределения коэффициентов диссипации в координатах η(ε, lg έ) по данным горячего сжатия образцов сплава ХН55МВЦ-ИД при температурах: 900 (а), 1050 (б), 1140°С (в). Стрелка показывает линию “тренда” структурных изменений с ростом температуры и скорости пластической деформации.

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.