автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние легирования на низкотемпературную пластичность и прочность при высоких температурах сплавов хрома

УРАЛЬСКИЙ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ПОЛИТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ ИМЕНИ С.М.КИРОВА

На правах рукописи

ВЫССЦКИЙ Алексей Алексеевич

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА НИЗКОТЕМПЕРАТУРНУЮ ПЛАСТИЧНОСТЬ И ПРОЧНОСТЬ ПРИ ШСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ СПЛАВОВ ХРОМА

Специальность 05.16. СИ - Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург - 1992

Работа выполнена в ордена Трудового Красного Знамени Институте проблем материаловедения ордена Ленина и Дружбы Народов академии наук Украинской ССР

Официальные оппоненты: Доктор технических наук Чарикова Н.И.; кандидат технических наук Неиировский D.P.

Ведущая организация -Харьковский физико-технический институт АН Украины

Защита диссертации состоится II исня 1992 г. на заседании специализированного 'ученого совета Д063.14.02 при Уральском ордена Трудового Красного Знамени политехническом институте имени С.М.Кирова ( 620002, г.Екатеринбург, ул.Мира,19) .

Автореферат разослан 7 ма;я 1992 г.

Ученый секретарь специализированного совета

доктор технических наук, профессор ßl уЛ. Шилов В.А.

3 .

'"общая характеристика рабош

Актуальность работы. Решения ХХУ1 съезда КПСС и пленумов : КПСС предусматривают развитие теоретических и экперименталь-эс исследований в области физики твердого тела, а также созда-:е и широкое применение новых конструкционных материалов.

Хром и сплавы на его основе являются перспективными мате-[алами для конструкционных изделий, работающих в области вы-)ких температур, благодаря высокой жаростойкости, коррозион->й стойкости и небольшого удельного веса. В СССР имеются >лыпие запасы хромовых руд.

Работоспособность материала при эксплуатации зависит от !зико-м9ханических свойств хрома и сплавов на его основе, ко-зрые определяются структурным состоянием и распределением при-;сей. К началу выполнения настоящей работы в научной литера-фв не было достаточного количества экспериментальных данных распределении примесей между отдельными структурными элемен->ми материала, созданных при кристализасуш и пластической гформапии. Поэтому исследования методом внутреннего трения, Зладающего высокой чувствительностью к изменению структуры содержанию примесей внедрения в хроме и его сплавах с элемон-ами V А и V ША групп, дают значительную информацию о про-ессах, происходящих в вязко-хрупком переходе и при динамичес-ом деформационном старении. В настоящее время достигнуты

определенные успехи в понимании механизмов вязко-хрупкого перехода и динамического деформационного старения с применением теории дислокаций. Однако многие факторы формирования структуры, распределения примесей и влияния их на оптимальный комплекс свойств остаются неясными. Изучение физической природы низкотемпературной хрупкости и динамического деформационного старения сплавов хрома, нахождение способов повышения характеристик прочности и пластичности, разработка на этой основе новых сплавов является одной из основных проблем тугоплавких металлов. В связ! с этим исследование влияния легирования на распределение примесей внедрения и на состояние границ зерен и субзерен, которые обуславливают формирование- оптимального комплекса свойств прочности и.пластичности в широком интервале температур, является актуальным как с точки зрения получения необходимой информации при создании физической картины о явлениях хладноломкости и динамического деформационного старения так и для разработки новых сплавов и технологии получения полуфабрикатов.

Цель работы. Установление закономерностей влияния распределения примесей и изменения структуры на низкотемпературна пластичность и прочность при высоких температурах хрома под воздействием легирования, термической обработки и деформации.

Для решения поставленной задачи предполагалось:

I. Исследовать физическую природу низкотемпературной

хрупкости сплавов хрома и на основании полученных данных наметить пути повышения их пластичности.

2. Установить общие закономерности влияния легирования на взаимодействие примесей с дислокациями, границами зерен и ячеек сплавов хрома.

3. Изучить влияние легирования, термической обработки на перераспределение примесей, низкотемпературнуп пластичность и прочность при высоких температурах сплавов хрома.

4. Изучить влияние условий пластической деформащи и термической обработки на перераспределение примесей, структуру и механические свойства сплавов хрома при получении листа, фольги я сутунки.

5. Создать высоковакуумнуп установку для измерения внутрен-гего трения.

Научная новизна. При решении поставленной задачи получены ¡ледующие научные результаты:

1. Проведено систематическое исследование влияния деформа-щ, термообработки й легирования на температуру хрупкого пере-ода и высокотемпературную) прочность хрома и сплавов на его снове. Показано, что распределение примесей внедрения между гдельными элементами структуры оказывает существенное влияние

& низкотемпературную пластичность и динамическое деформационное гарениз.

2. .Впервые исследовано взаимодействие дислокаций с приме-

б

сями, состояние границ зерен и ячеек в двойных, тройных и более сложных сплавов хрома с элементами V А и \/ША групп. Установлено, что легирование, пластическая деформация и термическая обработка оказывает влияние на подвижность дислокаций, состав и свойства границ.

3. Впервые установлено, что легирование 0,35 - 0,5 мас.%

К е и 0,04 - 0,06 игс.%2г сшгва Сч - 0,2 - 0,7 мас.?6/.а; 0,1 -0,3 млс.% Та ; 0,3 - I мас.% V уменьшает концентрации примесей внедрения в твердом растсэре, их сегрегации па дислокациях, границах зерен, субзерен и значительно повышает вйзкотемпера-турную и технологическую пластичность.

4. Впервые изучены закономерности формирования структуры при пластической деформации и термической обработке малолегированных сплавов й-¿о-Та- V и б1-/.а-Та - \Z-Re - ?г,

определены влияния структуры и распределения примесей на механизмы деформации и разрушения.

Практическое значение. Экспериментальные данные, полученные в настоящей работе, расширяют представления о процессах вязко-хрупкого перехода и высокотемпературной прочности, установлено влияние на них границ зерен и субзерен, распределение примесей внедрения и их взаимодействие с дислокациями и границами зерен, субзерен, при изменении состава и структурного состояния материала.

Установленные закономерности формирования структуры и взаи-

модействия примесей с дислокациями и границей«» субзерен и зерен позволили управлять процессом перераспределения примесей и легирующих элементов и явились основой для целенаправленного влияния на физико-механические свойства сплавов на хромовой основе я были использованы для разработки сплавов и выборов режимов пластической деформации при получении листа, сутунки х фольги. Разработан сплав хрома и технология получения листа, сутунки и фольги без применения стальных оболочек и обойм. ЕЫвода и результаты диссертации внедрены в отчетах ИПМ АН УССР. Директор ИПМ АН УССР - академик Трефилов В.И. находится в плагиате по А^с. * 1159345 /СССР/ "Сплав на основе хрома", что подтверждается документами в ВНИИГПЭ.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Легирование, термическая обработка и пластическая деформация оказывает существенное влияние на вязко-'хрупкий переход и высокотемпературную прочность, когорте связаны с распределением примесей внедрения в хроме и их взаимодействием с дислокациями и границами зерен и субзерен.

2. Легирование хрома редкоземельными влементами -и металлами \/А и УША групп и последующая пластическая деформация

я термообработка изменяют характер распределения примесей внедрения, существенно влияют на состояние границ зерен, субзерен и *а процессы взаимодействия с дислокациями...

Апробация работы. Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на шести конференциях и совещаниях: Х1У научно-технической конференции молодых исследователей и аспирантов института проблем материаловедения АН УССР (Киев, 1980 г.); научно-технической конференции молодых исследователей и аспирантов института проблем материаловедения АН УССР (Киев, 1981 г.); Республиканской конференции "Механико-термическая обработка и субструктурное упрочение металлов" (Киев, 1981г.); Ш Есесовзвом семинаре "Структура и свойства грчниц зерен" (Черноголовка, I90I г.); Всесоюзной совещании "Физико-химические основы жаропрочности металлических материалов" (Vocraa, IS0I г.); Совеаании по механизмам внутреннего тревпя в твердых телах (Кутаиси, 1962 г.).

Публикации. По результатам работы оп^ликовако 3 статьи и получено 3 авторских свидетельства.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, выводов и библиографического списка. Работа содержит I7S страниц текста, тистрвций, 13 таблиц. Библиографический список насчитывает 133 наименований.

Содержание работы

Во введении дано обоснование актуальности проблемы, перечислены цель и задачи исследования, с формулированы научные положения, выносимые на защиту, и приведен краткий обзор глав диссертационной работы.

Первая глава содержит сведения о механизме деформации и разрушения переходных металлов с O'JK-решеткоГ.,, Приведены данные о роли дислокационной субструктуры в формировании прочности,

иастично.сти и механизма ниакоте?шературной хрупкости. Выполнен 1НЧЛИ.З зависимости температуры хрупкого перехода от деформации, упрочения и изменения структуры. Показано, что определявший жлзд в низкотемпературную пластичность тугоплавких металлов срома, »молибдена и вольфрама вносит взаимодействие дислокаций, ■ранац зе^ен и субзерен с примеся»и. Подробно рассмотрено влия-гие границ зерен на свойства металлов и сплавов в присутствии :римесей. С обзора данных по внутреннему трению в различных ме-■аллических системах и на их основе анализируются известные в астояпее время модели зерногрзничной релаксации и взаи^отейст--1ия дислокаций с примесями, указуптся области их применения. !оказано, что исследование амплитудной зависимости внутреннего рения и зернограяичной релаксации являются необходимыми для :зучения природы низкотемпературной пластичности и процессов прочнения, происходящих при высоких температурах в тугоплав-их металлах с ОЦК-решеткой.

Во втото,1 глпве описана методика и объекты исследований, ля измерения внутреннего трения тугоплавких металлов была соз-чна установка типа "обратного" маятника с регистрацией кривых атухзния злостным датчикам, в интервэне те'-ператур Г70-2270К,

з

вакууме не хуже 5,77 х 10 Па и в инертных средах. Тстаноэ-а имеет сильсГонный прижим, который устраняет проскальзывание кжнего захвата образцов при высокотешературных исследованиях.

В качестве исходного материала использован электролитичес-:м хром, а так^е сплавы на его основе с АН (7в( V, , ЙР/

,8 и . Концентрация лигтуггпих добавок изменялась в ределах 0,1 - 1,5 мае.$5, а примесей внедрения 0,Ы и С -г до 0,С9 мае.*. Слитки хро»э и его сплавов получены в

атмосфере аргона методами индукционно-дуговой, электродуговой и гарнисакной плавок. Монокристаллы хрома получены твердофазным методом. Прессование слитков проводилось при те.»лературэх 1070-1570К о коэффициентом вытяжки 71 = 6-10. Проволока была получена прессованием сплавов хрогга в стальных оболочках при те«'-пер^турах 1270-1А20К с коэффициентом вытяжки р = 6-0. Далее прутки освобождались от стальной оболочки травлением в азотной кгслоте. Прокатка сутунки сплавов хрома для получения листа и фсльги проводилась в интервале температур 370-1470К со степеням ойжатпя 5-СО*.

Злектпоискрогнм способом производилась зчрезка объектов

исследо-'Тия. Для изчепегия внутреннего трения использовались

о

осязай сечением 0,001 х 0,001 и и длиной 0,06 и 0,15 м, которое проходили механическую шлифовку и полировку с последующим удалением поверхностного слоя путем электрохимического травления в ортофосфорной кислоте.

Механические свойства исследовались на иашине типа НШГЯ-1246 и на установке МО-ТОО типа ИЧАШ-20-75, на которой измерялось удельное электросопротивление. Температура хрупкого перехода определялась, на изгий по трехточечной схеме с автоматической записьс диаграммы нагружения на образцах размером 0,03 х 0,004 х 0,001 м3.

' Электронво-'кикроскопические исследования тонких фоль г на просвет выполнены на электронном микроскопе УйШ-ТСОЬ, а металлографический анализ - на приборе "А!ВОРИОТп и П5Р1<?АА/Т"» Рентгеновские исследования провожались на юно- и поликрис-талл:;ческих ойрпзцах на установках ДРО"-? и УРС-55, в излучении х^о" в ого анода, Ункротьердость сплазов хрома измерялась

за приборе П.МГ-3, а твердость - на приборе типа ТК-2М. Фрак-гографическиЬ анализ изломов эорззцов после их разрушения выполнен на сканирующем микроскопа Квиксан, электронном растровом иикроакэлизаторе PS'.CÍA-?30 и оптическими методами. Распределение легирующих элементов в образцах изучались на микроакэли-заторе "СО'КС А".

Высокотемпературные исследования осуществлялись в атмо -tepe аргона о целью уменьтения сублимации и газонасыцения хро-ла. Образцы для исследования внутрегнего трения, реитгено-ггруктурного и микроструктурного анализов отжигали в релаксаторе и э печи С1Ш.

В третье» главе рассмотрены результаты исследования ниэ-сотеяпературкой хрупкости и высокотемпературной прочности хро-ta, легированного Le, ft, Л*,Та, V, Ni н N8 .

','зучены прочностные пластические характеристики хрома ■лектродугозэго переплава с различным содер*аиием углерода [О,005-0,С9 мае.*) в литом, деформированном и рекристализиро-)анном состояниях.

Показано, что в поликристаллическом хроме у;йньв'ение [л?ст"/!Чност!1 происходит в те^ерзтуряом интервале ""j - Т?. 'l - Т5 - соответственно температуры транскристаллитного и штеркристаллитного разрушения, '/онокристалл xpoi/а с ориента-ine'i -¿II? ^ разрушается сколом, при этом Tj « T¡> = 22Ж.

Пластическая деформация хрома обуславливает формирование сориентированной ячеистой структуры. Сйразование границ яче-:к сопровождается увеличением поверхности раздела внутри, исход-ого зерна. 5ормирование ячеек приводит к пониженно темпера-уры хлэдоломкости хрома на 50К. Увеличение концентрации угле-юда от 0,005 до 0,09 мае.^ в хроме повышает температуру хлад-

воломкости матрицы на 150К, а границы зерна - на 290К за счет образования сегрегации на границах зерен. Сегрегация углерода увеличивает энергии активации граничного пика до 227 кДж/моль и эффективную анергию взаимодействия дислокаций о примесями до 21,7 х ИГ® Д*. . .

При увеличении содержания углерода до 0,09 иас.% происходит формирование прослоек второй фазы по границам зерна, которая охрупчивает сплав. Различие между и Т., вызвано у хрома вследствие малой растворимости примесей внедрения в решетке и повышенной склонности к их сегрегации по границам. Введение 0,5 мас.!?£а в хром сникает те-.-пературу хрупкого перехода, величину предела текучести выше Т«> и не изменяет предел прочности, а также уменьшает величину пика Сноека, ответстБеиного за релаксацию азота и кизлорода в твердом растворе, граничный пик,

эффективную энергию взаимодействия дислокаций с примесями до 20

11,5 х 10 Дж, параметр решетки. £то вызвано тем, что в этом сплаве втомы азота и кислорода с лантаном выделяются в виде фазы вгедрения. Анализ амплитудной зависимости .внутреннего трения показывает, что закрепление дислокаций атомами 0 и N в сплаве Сг _ 0,5 мае.* 1-е существенно меньше по сравнению о Ос , так как большая часть атомов 0 связана с лантаном, ослабляя закрепление дислокаций атомами 0 и N , и приводит к более низким значениям температуры хладноломкости. В то же время уменьшение пограничных сегрегаций примесей внедрения и наличие-дисперсной второй фазы на границах зерен увеличивает поверх-костную энергию границ и затрудняет зарождение трешины.

Чикролеппование хро^а Яе, N1 и з интерзале коицент-р^Ш!« (0,Т-0,3) :.!2С." покивает те"Перчтуру хрупкого перехода,

не изменяя пределы текучести и прочности в интервале вязко-хрупкого перехода и ниже температуры Т^. Следует отметить, что легирование элементами УША группы позволяет уменьшить температуру хладоломкости границ на 140К по сравнению со сплавом

(л-С . Температура хладноломкости зерна при этом изменяется на 50К.

Яр ,N1 а Ре обуславливают наличие пиков "твердого раствора" на кривых внутреннего трения в области температур 1070-П70К, которые связаны с сегрегацией этих элементов по границам зерен, что подтверждается данными локального рентгеноспект-радьного анализа» На указанных образцах также сильно изменяется элективная энергия взаимодействия дислокаций о примесями,

чп

которая равна (15-20) х 10 Дж, и увеличивается подвижность дислокаций в интервале температур 320-770К. 5то вызвано уменьшением атомов внедрения в атмосфере дислокаций и на границах зерен, в результате чего понижается температура хрупкого перехода. Введение в бинарные сплавы 0,5 мас.*1л рафинирует твердый раствор от кислорода и азота, уменьшает их сегрегацию на

границах зерен, элективную энергию взаимодействий дислокаций

20

с примесями до (,2) х 10" Дж и температуру хрупкого пе-рэтог.а. Увеличение содержания Де.М и Л* выве оптимальной концентртд:;;- гп"';;азт твердость, элективную анергию взанмо-■еГ.ст^ня дислокаций с примесями и критическое напряжение, что 1рцэодит к образованию трещины. Зкспери"еитальние дтние. по рменыгепию сегрегации примесей внедрения в упругоде{ормирован-юа области дислокаций и на границах зерен подтверждает тео->ию Паулинга, развитую Робине ом. для ОЦК переходных металлов.

В сплавах Ог, содержащего (0,1-0,3) мае.%Та иви А/в ,

температура хрупкого перехода понижена соответственно на 30 и 15К, а с ванадием в количествах (0,3-1) мае.* - на ЮК. Легирование Та. или А/В позволяет уменьшить те-/пергтуру хладноломкости границ на 70 и вОК по сравнению со сплавом Сп-С, а температуру хладноломком™ зерна - на 30 и 1ГЗС. Влияние ванадия на Т^ незначительно, а ^ понижается на ЮК. Исследования образцов показали, что М и Та уменьсают величину пика Сноека, ответственную за релаксацию углерола в твердом растворе, а ванадий - величину эзотного пика. В области температур З'О-^ТОК возрастает подвижность дислокаций. Частичное связывание А', С, V, Та и V в кО(.шлексн атоиов внедрения - замещения ослабляет закрепление дислокаций атмосферами Коттрелла, которые вносят осгчЗенно большой вклад в ториожение дислокаций при вязких температурах, и взменяет диффузионную подвижность атомов внедрения. Таким образовлегировагие (п небольшими добавками V, Та и N8 существенно уменьшает закрепление дислокаций и является одним из {акторов понижения температуры хрупкого перехода. Наличие дисперсных выделений на границах зерен э сплавах От-Та и (п-ЫЪ препятствуют распространению треиинн и уменьшат- граничную релаксацию в'интервале температур 1120 » 1220К, При изучении Сигарных сплавов х^ома с ванадием, содержащих о*оло I мае.* легирующей добавки, бьиб показано, что зернограгичные пикя твердого растворз, связанные с сегрегах1ей ванадия на границах зерен, наблюдаются при температуре 1170К.

Дальнейшее увеличение содержания N6 я Те приводит к упрочнению сплавов, возрастанию вЛек-ивной энергии взаимодействия дислокаций с примесями, причем упрочгяет сплявч сильнее, чем Та , Упрочнение сплавов обуславливает понижение

напряжения сдвига, что вызывает разрушение металла.

Улучшение низкотемпературной пластичности слитков Сп-С при введении 7i, NB и V можно объяснить следующим образом. Так как V ,Ni и Те не иэ"енявт условный предел текучести в области вязко-хрупкого перехода и ниже Tj, то их пластифицирующее влияние сводится к рафинированию твердого раствора и увеличению позерхностной энергии грагиц.

Сплавы хрома с 0,5 мас.*1.а. и та (М ми V) и"еют температуру хрупкого перехода няже, чем двойные сплавы. Различие связано с дополнительным рафинированием твердого раствора от V, 0 и у?«еньшением сегрегации этих примесей по границам зерен.

Добавки Nt, Те и V в Си были использованы для повышения выс окоте мп ер ату ргоЗ прочности. Показало, что введение в хром 0,3 мае.5? Та ( NB или V ) приводит к увеличению микротвердости, эффективной энергии взаимодействия дислокаций о

ю

примесями до (Г1,8-2С,8) х 10 Дж я предела текучести в интервале температур 870-I070K. Изменение свойств в сплавах вызвано дкна'гсческим деформационным старением, обусловленным взаимодействием дислокаций, границ зерен и субзерен с примесями внедрения я замещения.

В четвертой главе изложены результаты исследования прочностных и пластических харатгеряетта "члолегигованного сплава хрома, содержащего 0,?-0,7 мае'.*La , 0,1-0,3 час. î? Та , 6,3-1 мac.*V и влияние на них различных факторов.

"зучены температура хрупкого перехода и механические свойства "алолегированного сплава хрома ьлектродуговой, гарнисажной и ягдукцчекЕОй плавок в литом, рекристаллизованном и деформированной состояниях.'.

Обнаружено, что температура хрупкого перехода в литых образцах равна 2?0К. Пластическая деформация сплава снижает те перптуру хрупкого перехода на 20К. Свижение те"пературы хрупкого перехода в малолегированном сплаве хт>ома связано с уменьшением содержания азота в твердом растворе при легировании ванадием и измельчением вторичных фаз по границам зерен. Последний фактор приводит к увеличении величины граничного пика сплава.

Литой ыалолегированкый сплчв подвергался ■высокотемпературный отжигам в интервале температур 1270-1770К. После отжига в области 1420К сплав содержит карбид тантала и фазу внедрения лантана с азотом и кислородом, а пгсле 1570К - карбид тантала, карбид хрома и -Тазу внедрегся. После Еэгрева при Г5701С наблюдается карбид хрома и ^азв внедрения. Термический отжиг при Г770К в течение 5 часов пргвот'ит к образованию карбидов хгю"а и фазы внедрения, а старение при Г^ЗОК в течение ?0 ч?сов вызвало обцое между карбидами хрома и тантала. Превращение в карбидах и их ра ствоги"ость (выше 142<Ж) обус-.??или различную • пластичнооть и прочность литого сплава. Из даньих исследования внутреннего трения следует, что в твердом растворе имеется 10-х 10~3 иас.% углерода, коьце-гтрчция которого возрастает с повышением отжига Быше 1*»20К при растЕоре^'ии хароида тантала. При этом относительное электросопротивление возрастает на 10£, а период ресетки - на 20 км. Б связи с этим в технических сплавах хрома, содержащих до 0,3 мас.^Та , около 10 х 10~® ыас.^ углерода находится в твердом растворе, что по оценке Коттрелла и Билби оказывает сузестзекное влияние на подвлкность дислокаций в хроме. Следовательно,в малолегированном сплаве хрома значительная часть углерода находится в твердом раство^ ре, а другая часть - в виде карбидов тантала, растворимость

которого, зависит от температуры отжига. В деформированном ей -стоянии после прессования сплава при 1570К о у. ■ 8 в области температур 870-Г070К наблюдается увеличение предела текучести и изменения характеристик прочности и пластичности. Наблюдаемое явление вызвано динамическим деформационным старением. После деформации сплава на температурной зависимости внутреннего трения наблюдается углеродный максимум высотой 0,0005. Наличие свободного углерода в твердом рзстворе обуславливает эффект

дикэмическ' го старения. Эффективная энергия взаимодействия

рп

дислокаций с примесями равна ГА,А х 10" Дж.

Отжиг образцов показал, что при низких температурах отжига (57С-720К) наблюдается снижение пиков Сноека и относительного электросопротивления за счет диффузии примесей внедрения к границам ячеек, дислокациям и другим структурным дефектам. Причем при низких температурах отжига (А70-770К) происходит более значительное выделение фазы внедрения лантана с азотом и кислородом. Величины углеродного и азотного пиков растут при отжиге Ю70Х. ото связывается с процессами освобоз-дения примесных атомов из границ ячеек и атмосфеп дислокаций при уменьиении полей дальнодействия хаотически распределенных дислокаций в стенке или слой при их упорядочении в процессе отжига. При отжига 1420К происходит снижение углеродного пика, что вызвано выделением карбядов тантала. Выделение карбида тантала умегыило содержание углерода в твердом растворе а эффект аинамического деформационного старения. Растворение карбидов тантала и выделение кароидов хрома выше Г4Э0К повышерт динамическое деформационное старение и температуру хрупкого перевода.

Введение 0,35-0,5 мае.**« и 0,04-0^06 мас.*?т в сплав Ог - 0,2-0,7 мае.* 1а ; 0,1-0,3 мае.% Та; 0,3-1 мае.* V привело к понижению температуры хрупкого перехода до 2ЮК, предела текучести, эффекта динамического деформационного старения и эффективной энергии взаимодействия дислокаций с примесями до 5,9 х 10"™ Дж. Установлена связь концентрационной зависимости пика Сноека, ответственного за релаксацию углерода в твердом растворе с легированием рением и цирконием. Вшеука,-занкне £акты позволяют понять принцип комбинированного микролегирования в сплаве Си-^а-Та-У > в котором цирконий, вводимый в количествах до 0,0В мас.$, ратинирует твердый раствор, а рений уменьшает сегрегацию примесей внедрения на дислокациях и границах зерен и тем самым уменьшает Ку в формуле Холла-Петча, т.е. граница становится более прозрачной для дислокаций и увеличивается подвижность дислокаций, что способствует более пластичному материалу.

Развитие представления о влиянии рения и циркония в литых сплавах применены для деформированных сплавов. Деформация сплавов при 1420К с у. = 6 вызвала наличие развитой поверхности внутреннего раздела, которая аг.-ороирует примесные атомы, умадь—

шая релаксацию Сноека. При этом температура хрупкого перехода понижена до 183К. Также обнаружено уменьшение Ку до 0,32 УН/м а <Го - до 0,31 МЛа в уравнении Холла-Петча. Зти данные подтверждают положительное влияние рения и циркония на низкотемпературную пластичность. Увеличение Не выше 0,6 мас.З, а ?т -. 0,07 нас.* ухудшает пластичность, сплава, ото происходит вследстзие повышения критической амплитуды отрыва дислокаций до 20 х 10"®, микротвердости на 0,1 ГПа, предела текучести

и уменьшения предела прочности, Ку до 0,7 МН/м и íó до 0,72 МПа в уравнении Толла-Петча. То есть упрочнение твердого раствора цирконием и рением, уменьшение "прозрачности" границ ячеек и зерен йонижает напряжение сдвига и ухудшает пластичность сплава.

Сегрегация примесей является температурно-зависимой величиной, поэтому термичзская обработка приводит к перераспределению примесей внедрения по границам зерен и субзерен, s также к заменена» одной примеси другою По конкурирующему механизму. Указанные выше факторы пересыщения матрицы и температурная зависимость сегрегации примесей на границах зерен и субзерен явились предпосылкой для управления свойствами литых сплавов хрома при изменении состояния границ зерен и матрицы сплава. Термическая обработка литых сплавов Сг-La -Ta-V и

Ct-La—Ta-V»Rf'£z при температуре I570K в течение 20 часов повысила пластичность сплавов на Повышение

вызвано выделением карбидов тантала, циркония и хрома, сегрегацией рения на границах зерен и уменьшением содержания примесей внедрения в твердом растворе.

Пластическая деформация сплава 0* -La-Тл -V t легированного Э,С2 мае.¡18 и 0,03 мае.**' , повышает температуру хрупкого перехода до значений 470 и 480К, а отжиг при 1370-I420K понижает до 250 и 280К. Изменение температуры хрупкого перехода и сильное деформационное упрочнение хрома в температурном интервале 670-I070K вызваны перграспреде^з ; -:зм борз i

азота ме^ду твердым раствором, границами и дислокациями. Снижение температуры от? иг а уменьшает содержание бора и азота в твердом растворе и приводит к резкому росту деформационного упрочнения и эф^ектзввол энергии взаимодействия дислокаций с

примесями. Причем роль этог9 фактора на температуру хрупкого перехода оказывается более значительной, чем уменьшение аффективного размера зерна при,снижении температуры отжига. Сегрегация бора по границам и суЗграницам не способствует развитию интерхристаллитного разрушения. Бор, выделяясь в виде боридов, не препятствует скольжению дислокаций по телу зерпа. Границы незначительно упрочнены бором. После отжига при температурах 1370-1420К уменьшается концентрация бора и азота в твердом растворе и сегрегациях. сто приводит к возрастанию подвижности дислокаций и снижению температура хладноломкости.

Пятая глава посвящена некоторым вопросам обоснования режимов пластической деформации при получении листа и фольги из сутунки сплавов Сп - 0,2-0,7 мэс.%1.а ; 0,1-0,3 мзс.*Т<л ; 0,3-1 мае.* V и Ог - 0,2-0,7 мэс.*1а ; 0,1-0,3 мае.!?Та ; 0,3-1 мае.% V ; 0,35-0,5 мае.* Л* ; 0,04-0,05 мае. % 2т без применения стальных оболочек и обойм.

Прокатка сутувки малолегированных сплавов хрома в интервале температур 1270-1420К и 1220-Т270К со степенями обгатия 10-25* и 10-Х* сформировала ячеистую структуру. По границам обнаруживались лишь грубые частицч. "е.чкие частицы второй. тазы отсутствовали в объеме ячеек. Дислокации образовали сплетение и границы ячеек. В структуре сплавов после деформации с большими разовыми обжатиями экше 00 и 35* взделяются фрагменты. В этой структуре - палые микро иск чтения. 1ольшие -■икроискаже-Н51Я и кристаллографическая текстура в образцах оставались.при деформации прокаткой за несколько проходов с обжатиями 10-25"? и 10-Х*. "з"екегие субструктурк сплпзов вызвано влиянием это-••05 в,-едре:;чя га 7.ттг?-,':гу коллективного двт»-<;пия ансамблей.

этом п*?о::схсд:;т учепьгение анчзотропи:! температуры хоупко-

го перехода, амплитуйгой зависимости внутреннего трения.

Пластическая деформация в интервале динамического деформационного старения повышает температуру хрупкого перехода, ее анизотропии и уменьшает подвижность дислокаций, вследствие закрепления их примесями. При достижении степени деформации 60$ в сплавах возрастапт внутренние напряжения, которые способствуй охрупчиваниэ металла. Относительные -удлинения сплавов равны 2,5 и 7'» при 29СК. Отжиг сплавов при 1420К в течение 10 часов приводит к выделению карбидов тантала и уменьшения концентрации углерода в твердом растворе, ото вызвало повышение пластичности на 10-305?.

С учетом прочностных пластических и структурных свойств разработана технологическая сзвыа получения листа из сплавов Рг-1а-Та-и и í^r-¿в-Tа-v-Яe-г■r . Литые сплавы Р|-1а-Га-У „ (а-1а-Таотжигает при Г550-159СК в течение 20-25 часов. В дальнейшем сплавы прессуют зри 1500-159СК с коэффициентами вытяжки р. - 6-С я в—ТО. Полу-7егную сутунку отжигают при ГЗРб-Г^СК в течение 10-20 часов. Зк*>чалз прокатку ведут в интервале температур 1270-1420К, а теле отжига при 139[и1448К в течение 10-20 часов - в интерва-1е 1220-Г270К. Прокатку оплывов Ct-t.a-Ta.-V и СН-1а-'я-V-Яt~Z^l прпводят с разовая обжатиями 10-25$'и 10-305, юса гая суммарного обжатия 70-00!?.

При получении !ольги сплавы (л-1а-Тя-Ч и (п -,1.а-о-У-ЙР-Еа прокатывают в температурном интервале ')?0-1070К. При понижении температура прокатки уменьшается анчзо'-оп!!Я те"перятуры хрупкого перехода и ослабляется амплитудная 1Эвися'«ость внутреннего "рения. £то вызвано различно?, плотнос-•ью дислокаций в плоскостях. Значительное ускорение диффузии

примесей в плоскостях {ГСо}: повышает закрепление дислокаций в этом направлении и обуславливает анизотропии температуры хла: ноломкости. При понижении температуры прокатки скитается подвижность и концентрация примесей вгедрегия в твердом растворе, что приводит к умепысенио ачплятудно-зчвтюимого в^треннего тре ния и анизотропии температуры хладноломкости.

Понижение температуры прокатки способствует образовании структуры "леса" дислокаций и затрудняет формирование в металле ячеистой структуры. Б этом случае степень упрочнения определяется изменением плотности гомогеЕно-рчспределекнкх дислокаций и перераспределением примесей. Повнгекие плотности гомо-гепЕО-распрсделегных дислокаций, их взаимодействие с пргмесяии обуславливает релаксацию Сноега-Хестера и вчянвает стечение температуры вязко-хрупкого переходе в область 570-670К. При этом температура ^ повышается несупественно и равиа для сплавов 210 и 180К соответствегро.

На основании разщтнх представлений разработаны реткмы пластической деформации при получении фольги из «алолзгиро^аг-ных спл^ов Ог- 1а. -Та - V „ Ог-Са-Та-У-Яе - ¿"г *

Сутунку прокаттзагт з ивтсргвле температур 1060-1270К. Потом отк::гам лист при 1390-1440К в течение 10-20 часси. После отжига проводят прокатку в температурном интерзале с рай вами обжатиями 10-25 и 10-30*. При достижении оумм5рНОго обжатия 70-60* проводят указанный.отжиг.

. ОСНОВШЕ ВЫВОДЫ \

I. В работе экспериментально йвблеДоЬйнн ф-зико-механи-ческие свойства хрома и сплавов 68 его основе и развиты представления о физической йрироде низкотемпературной пластичное-

?и и высокотемпературной прочности.

Показано, что механизм разрушения хрома, как и з сплавах молибдена, имеет различный характер: трэнскристаллитное разрушение итге температуры Тр смешанное разрушение в интервале вязко-хрупкого перехода и интеркристаллитное разрушение внче геглературы Т.>. Температура транскристаллитного разрушения заз-лспт от состояния матрицы и энергии взаимодействия дислокаций с примесями. Температура интеркристаллитного разрушения Т., эпрпдзляется сегрегацией прч'-есей, выделением вторичных фаз по грзиицам зерен, содержанием примесей внедрения в твердом растворе и их взаимодейств:!ем с дислокациями, границами зерен и Г'бзерен.

Установлено, что пластическая деформация, перераспределяя

г—

арямэсн Енедрекия мегду матрицей и элементами структуры,поникает температуру хрупкого перехода.

2. Пластическая деформация, мнкролегирование и термическая эбработка оказывает влияние на температуру хрупкого перехода и дп ном:; чес кое деформационное старение. При оптимальном легировании и под действием термомеханическоц обработки Т^ становится разной Т^, уменьшается динамическое деформационное старение в связи с перераспределением примесей, уменьшением выде-»екЕЯ грубых частиц вторичных фаз и сегрегации, вследствие чего ослабляется температурная'зависимость предела текучести, пг-н::жается энергия взаимодействия примесей с дислокациями,, грл-пицами зерен и ячеек.

Показано, что понижение температуры хрупкого перехода при легировании хрома лантаном вызвано рафинированием сплавов от кислорода и азота, уменьшением энергии взаимодействия дислокаций с примесями, выделением вторичных фаз.

3. Установлено, что кгкролегирование железом, никелем и рением сплавов хрома повисает низкотемпературную» пластичность, ослабляет температурную зависимость предела текучести, практически не изменяет предел прочности и значительно уменьшает ьнег гию взаимодействия дислокаций с примесями, сто ооусловлеко понижением сегрегации примесей внедрения, выделением мелкодисперс ных фаз, разупрочнением твердого раствора, измельчением структу ры. Данные факторы препятствуют распространению трещин в матери але.

4. Зкспериментально доказано, что легирование хрома танталом, ниобием и ванадием повышает предел прочности, уменьшает диффузию примесей внедрения к дислокациям и их содержание в твердом растворе, упрочняет границы зерен, что облегчает рел»к-сацию напряжений в устье зарождающейся треданы и понижает температуру хрупкого перехода. Упрочнение в интервале температур В70-Ю70К вызвано динамическим деформационным старением; которое обусловлено взаимодействием внедренных и замененных,атомов с дислокациями, границами зерен и ячеек.

5. Принцип комбинированного микролегирования в сплаве Сп - 0,2-0,7 мае.* 1-а ; 0,1-0,3 мае.% Т« ; 0,3-1 мас.$ V состоит в том, что тантал упрочняет спл'в в области высоких температур, а ванадий, увеличивая подвижность дислокаци.., понижает динамическое деформационное старение в интервале температур 870-Ю70К и температуру .хрупкого перехода.

6. На основе принципа оптимального легирования был разработан сплав Л - 0,2-0,7 мае.Я Ьа ; С, 1-0,3 кпс.^Тй; 0,3-1 мае./5 V , 0,35-0,5 мас.^* ; 0,04-0,05 иас.££* , белеющий повышенной низкотемпературной и технологической пластичностью по сравнению со сплавом 6т-1л-7& V - « Введение

реннл в сплав предотвращает сегрегацию примесей внедрения на дислокациях, гран-щах зерен и субзерен, а добавка циркония уменьшает их концентрацию в твердом растворе и з атмосферах на дислокациях.

7. Термическая обработка, вызывающая изменение структуры и перераспределение примесей внедрения и легирующих элементов, обуславливает существенное влияние на пластичность сплавов хро-(э. Лля л:ггих "адодегироэанцых сплавов От- 1а-Та-Ч и Сл-Са-То - V - К в - 27 наиоолее экономичном и 'э'Тч.якт пвпым является )тт-:;г при температуре 1570К в течение 20 часов, повышающий :ластич!:ость, а для деформированных - 1420К в течение 10 часов, 'качанняе отжиги сплавов использованы при получении полуфабри-ат ов.

Зведение азота и бора в мэлолегт^оза«икй сплав Сл-Iа-Та-Ч повышает температуру хрупкого перехода за счет егрегацни азота и бора по границам зерен, субзерен и дисдокз-:1ях. Тер-^ческая обработка сплавов в интервале температур 370-14 20К поикает температуру хрупкого перехода, ото связква-рся с процессами уменьшения концентрации конденсированной ат-зсферы на дислокациях и сегрегации на границах зерен из-за выде-м;я боридоз и нитридов хро"а.

Г. При пластической де!ор"Чции малодегированннх сплавов г-1а-Та-\/ и Сгс-1ог-Та-У-ЯР~2г формируется ячеистая руктурэ и происходит перераспределение примесей внедрения и гируааих элементов, наблюдается при растворении измельчения орачных '-аз. Наличие внсокой акку;'ул:1ру»пеа способности грч-ц ячеек является основой для перераспределе} уя пунмесе,. гне-эияя и дог:руК!йХ «.л.эмен^ов. Нос и: г уза ая термическая обра-

Сотка образует выделение дисперсных частиц. Ьти обстоятельства применены для обоснования и разработки режимов высокотемпературного прессования и прокатки сплавов хрома, ктторые позволили существенно понизить порог охрупчивания деформированного металла и подучить верасслаиваящийся металл без приме гения защитных отельных оболочек и обойм.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах автора:

1. Особенности граничной релаксации сплавов хро?;а при легировании рением и цирконием. IP0Hé Т.53, ^нл.З., С 571-571.

2. О зеркограничкых максимумах внутреннего трения в сплавах хрома, содеряадих лантан, никель, желез.о, ванадий* •,

//Поверхность. Физика. Химия. Механика,, 19-"З., 5. С. 134-13?.

3. A.c. II59345'(СССР). Сплав на основе хрома. \ Опубл. в Г.И.. 1905. '5 20.

О механизмах закрепления дислокаций в спля-зх хрома, содержащих лантан, ни'-ель и вапаяай. ' . ^Згут ре ни ее трение тонкое строение металлов и неорганических материалов. '.Гэтерпзлы совэ-яния'19Г?. г. Гаука, 19Г5. (Г. 10Г-Т13.

5. A.c. I310326 (СССР). Способ получения проволоки из сплавов хрома. ~ Опубл. в Е.!'.. ISG7. Ч 23.

В. A.c. 1323150 (СССР). Способ получения заготовок преи-vy*eстэелио для изделий.из сплавов хрома. v Опубл. в Б.!'., 1ГР7. ч 26.

б печать иь.иь.у^ аормат i/its

Гл-глг.га писчая Члос;г?-п печать Усл.п.л. 1,63 Уч.-::зд.,1. 1,18 Tup^s ;ТСО_Заказ 326 Бесплатно

""да!:тт!:с*2'0-пзцатсдьсг.п1?- отдел УТЛ! ü:.:.C.M.K;:poi3a 020СС2. ü:aTC£Hii6у-^гГПП!, 8-й учебный корпус Рстглрппс УП-1. 62ÜC02,'Екатеринбург, УПИ, 8-й учвбний корпус