简介概要

V5Cr5Ti合金的高温拉伸性能及其断口特征

来源期刊：稀有金属2007年第4期

论文作者：李明崔舜宋月清李增德于兴哲

关键词：真空自耗重熔; V5Cr5Ti; 高温拉伸性能; 韧性断裂; 脆性断裂;

摘要：采用真空自耗重熔法制备了V5Cr5Ti合金,测试了V5Cr5Ti合金的高温拉伸性能,分析了高温拉伸断口的宏观、微观形貌,探讨了钒合金的断裂机理.结果表明:随温度升高,V5Cr5Ti合金的强度性能下降,塑性性能先降低后升高;在700～900 ℃,V5Cr5Ti合金仍具有良好的强韧性综合性能;其高温断口特征表现为韧性断裂为主,韧性和脆性特征共存的现象.

稀有金属 2007,(04),420-424 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2007.04.012

V5Cr5Ti合金的高温拉伸性能及其断口特征

宋月清崔舜于兴哲李增德

北京有色金属研究总院粉末冶金及特种材料研究所,北京有色金属研究总院粉末冶金及特种材料研究所,北京有色金属研究总院粉末冶金及特种材料研究所,北京有色金属研究总院粉末冶金及特种材料研究所,北京有色金属研究总院粉末冶金及特种材料研究所北京100088,北京100088,北京100088,北京100088,北京100088

摘要：

采用真空自耗重熔法制备了V5Cr5Ti合金, 测试了V5Cr5Ti合金的高温拉伸性能, 分析了高温拉伸断口的宏观、微观形貌, 探讨了钒合金的断裂机理。结果表明:随温度升高, V5Cr5Ti合金的强度性能下降, 塑性性能先降低后升高;在700～900℃, V5Cr5Ti合金仍具有良好的强韧性综合性能;其高温断口特征表现为韧性断裂为主, 韧性和脆性特征共存的现象。

关键词：

真空自耗重熔;V5Cr5Ti;高温拉伸性能;韧性断裂;脆性断裂;

中图分类号： TG115.52

收稿日期：2006-08-12

High Temperature Tensile Properties and Facture Character of V5Cr5Ti Alloy

Abstract：

V5Cr5Ti alloy was fabricated by VAR method.High temperature tensile properties of V5Cr5Ti alloy were tested by means of high temperature tensile testing.The fractography of high temperature tensile specimens were analyzed by SEM.The fracture mechanism of V5Cr5Ti alloy was studied.It was found that high temperature strength gradually decreased, but the ductility decreased first and then increased with the temperature increasing;there was still a good comprehensive performance of V5Cr5Ti alloy between 700 and 900 ℃;the fractography of V5Cr5Ti alloy showed a feature of ductile fracture and brittle fracture, and the ductile fracture was preferential.

Keyword：

VAR;V5Cr5Ti;high temperature tensile properties;ductile fracture;brittle fracture;

Received： 2006-08-12

在核聚变装置中, 强中子 (14 MeV) 、高能量的服役环境 ^[1] 要求面向等离子体的第一壁材料以及包层结构材料必须具有优良的低中子激活特性。钒基合金作为典型的低活化材料, 具有较好的抗中子辐照稳定性和耐高温特性 ^[2,3] , 是很好的聚变堆候选结构材料。国内外大量钒合金的试验数据基本上都是在800 ℃以下的实验温度下测得, 对在更高温度下钒合金的性能较少涉及。本文研究了V5Cr5Ti合金在700 ℃以上的高温力学行为, 并利用扫描电镜对断口进行观察和分析, 初步探讨了V5Cr5Ti合金的高温断裂机制。

1 实验

1.1 材料的制备

采用纯度为99.92%的金属钒, 纯度为99.9%的金属铬, 以及零级钛, 在真空自耗电弧炉中采用二次重熔法熔炼合金。一次熔炼电流为1350 A, 熔炼电压为28～30 V; 二次熔炼电流为1400 A, 熔炼电压为28～30 V; 熔炼时真空度为0.133 Pa数量级。合金铸锭包套处理后经锻压开坯, 多次热锻或热挤压成棒材, 再进行真空退火处理。热锻和热挤温度为1200 ℃, 退火温度1000 ℃, 保温时间1.5 h, 真空度为4×10^-2 Pa。钒合金的成分见表1。

1.2 室温和高温拉伸试验

室温和高温拉伸试样均为标距25 mm, 直径5 mm的圆柱拉伸试样。室温拉伸试验是在MTS810材料试验机上进行。试验温度为19 ℃, 相对湿度为67%, 屈服前加载速度为0.5 mm·min^-1, 屈服后加载速度为2 mm·min^-1; 载荷传感器满量程50 kN, 引伸仪标距25 mm, 满量程0.5 mm。

高温拉伸试验在Gleeble-1500热/力模拟试验机上进行, 试验温度分别为200～1100 ℃。加热的实现是通过在试样的标距外点焊两电极, 仅加热试样的标距部分。保温时间为1 min, 加载速度为1 mm·min^-1。载荷传感器满量程50 kN, 引伸仪标距25 mm, 满量程0.5 mm。试验保护气氛为流动氩气 (纯度为99.99%) , 气体流速为10 L·min^-1。在扫描电镜下对高温拉伸试样断口形貌进行了分析。

2 结果与讨论

2.1 高温拉伸性能

图1, 2分别是V5Cr5Ti合金的强度、塑性随温度的变化曲线。随温度升高, V5Cr5Ti合金的强度变化趋势呈“急剧下降-平稳-急剧下降”规律, 塑性变化趋势呈“下降-平稳-急剧上升”规律。 300～700 ℃, V5Cr5Ti合金的强度和塑性变化较小; 700 ℃以上, 抗拉强度呈下降趋势; 900 ℃以上, 屈服强度急剧下降; 700～900 ℃, 断面收缩率和延伸率塑性值有下降的趋势。 1100 ℃, V5Cr5Ti合金的抗拉强度和屈服强度非常低, 二者的值几乎相等, 塑性值急剧上升。

表1 V5Cr5Ti合金的化学成分 下载原图

Table 1 Composition of V5Cr5Ti alloy (10^-6)

表1 V5Cr5Ti合金的化学成分

图1 V5Cr5Ti合金强度和温度的关系

Fig.1 Strength of V5Cr5Ti alloy at 19～1100 ℃ (1) Ultimate tensile strength; (2) Yield strength

图2 V5Cr5Ti合金塑性与温度的关系

Fig.2 Ductility of V5Cr5Ti alloy at 19～1100 ℃ (1) Reduction in area; (2) Total elongation

表2是V5Cr5Ti合金在不同温度的屈强比。由表2可知, 200～700 ℃范围内, V5Cr5Ti合金的屈强比基本保持不变, 维持在0.61～0.64左右, 合金的强度和塑性综合性能较好; 900 ℃以上, 屈强比增加, 合金的强度性能和塑性性能显著下降; 1100 ℃, V5Cr5Ti合金的屈强比接近1, 合金的强度性能显著降低, 塑性性能显著增加。

分析认为, 300～700 ℃, V5Cr5Ti合金具有较好的高温强度, 这不仅与合金中的Ti-OCN原子簇团形成和分布有关, 还与因O, N, C等元素与位错的交互作用引起动态应变时效有关 ^[4,5] , Ti因影响O, N, C的可动性而起很大作用。在300 ℃甚至更高温度下, Ti同弥散分布的O, N, C等杂质元素发生反应, 形成不可动的间隙固溶体, 间隙固溶体的聚集形成阻碍位错运动的柯氏气团, 从而合金在较高温度下仍具有较好的高温强度性能。在700～900 ℃, V5Cr5Ti合金仍具有良好的强韧性综合性能; 但在700 ℃以上, 温度升高使点阵原子的活动能力增大, Ti间隙固溶体在高温下的长程扩散降低了位错运动的阻力, 合金中的位错密度随之减小, 从而高温强度性能逐渐下降 ^[6] 。当温度高到足以使在变形的同时迅速发生回复和再结晶时, V5Cr5Ti合金的强度急剧下降, 塑性增加。在1100 ℃, V5Cr5Ti合金具有强度低, 塑性好的特性, 具有很好的可锻性。

2.2 断口形貌

2.2.1 宏观断口形貌图3是V5Cr5Ti合金在不同温度下的拉伸断口宏观形貌图。从图中可看出, 拉伸断口的塑孔现象比较突出。室温断口表面的塑孔呈“之”字形扁条状二次裂纹, 如图3 (a) ; 700 ℃断口表面的塑孔呈近圆形, 如图3 (b) ; 900 ℃断口表面的塑孔呈近似圆形分布, 塑孔深度较浅, 数量较多, 如图3 (c) ; 1100 ℃断口表面的塑孔呈近似圆形分布, 塑孔深度较深, 数量较多, 体积较大, 如图3 (d) 。在室温条件下, 随加载的进行, 在均匀变形阶段V5Cr5Ti合金内部已经有塑孔形成, 塑孔开裂的分布是随机的。在塑孔形成和长大的同时, 相邻区域又有新的塑孔形成和长大, 长大的塑孔相遇后连接起来, 即塑孔聚集, 形成微裂纹。同时, 在裂纹端部产生较集中的塑性变形, 又进一步加速了新的塑孔开裂和长大, 以及与微裂纹的连接 ^[7] , 这些微裂纹最后以“之”字形连接成较集中的扁条状二次裂纹, 这些裂纹多数沿最适于变形的方向分布。这种现象是由合金内部微量析出物的不均匀分布造成的。在高温加载条件下, 点阵原子的活动能力增大, 塑孔由于处在有利的热激活状态, 在外力作用下不断发生聚合和相互吞并, 且在各个方向上的行为比较一致, 因此塑孔形状逐渐由扁条状变为近圆形, 数量逐渐增多, 体积增大, 深度加大。

表2 V5Cr5Ti合金在不同温度的屈强比 下载原图

Table 2 Ratio of Yield-to-Ultimate Strength for V5Cr5Ti alloy at different temperatures

表2 V5Cr5Ti合金在不同温度的屈强比

图3 V5Cr5Ti合金在不同温度下的拉伸断口宏观形貌

Fig.3 Macro-fractography of V5Cr5Ti tensile specimens at different temperatures (a) 19 ℃; (b) 700 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1100 ℃

图4 V5Cr5Ti合金在不同温度下的拉伸试样表面 (a) 19 ℃; (b) 700 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1100 ℃

Fig.4 Surface of V5Cr5Ti tensile specimens at different temperatures

图4是V5Cr5Ti合金在不同温度下拉伸时试样断口附近表面的形貌。显然, 随着温度的升高, 拉伸试样在断裂之前有明显的宏观塑性变形现象, 试样表面出现滑移台阶现象。在900 ℃以上拉伸时, 随温度升高, 拉伸断口表面由发黄逐渐转向发黑, 断口附近表面组织逐渐破坏, 撕裂现象愈加明显。这种现象的出现, 不仅和高温下样品的表面氧化情况有关, 同时也和高温下原子热运动导致晶粒强度以及晶间结合强度降低有关。

2.2.2 微观断口形貌图5是V5Cr5Ti合金在不同温度下的拉伸断口微观形貌图。从图中可看出, V5Cr5Ti合金的高温断口表现为以韧性断裂为主, 韧性和脆性特征共存的现象。 V5Cr5Ti合金的室温拉伸断口微观组织以塑孔和撕裂型韧窝的特征, 如图5 (a) , (b) 。随温度的升高, 塑孔不断扩展长大, 孔洞加深, 塑孔内壁出现微小韧窝状组织, 如图5 (c) ; 以前的撕裂型韧窝组织逐渐转变为细小均匀分布的等轴型韧窝特征, 如图5 (d) 。更高温度下断口的微观组织主要以塑孔特征为主。 900 ℃拉伸断口的特征, 除塑孔和等轴型韧窝特征外, 还有一种明暗相交且相互平行的条状花样特征出现 ^[8] , 如图5 (e) ; 在条状花样周围有微孔型的沿晶断裂组织存在, 晶界面上有较明显的微坑特征 ^[9] , 如图5 (f) 。 1100 ℃时, 塑孔内壁的组织呈不规则的长颗粒状, 如图5 (g) , 同时在断口边缘有沿晶脆断现象存在, 如图5 (h) 。

分析认为, 在拉伸载荷作用下, 当应力超过材料的屈服强度时, V5Cr5Ti合金会发生塑性变形, 产生颈缩形成三向应力状态。在三向应力作用下, 在夹杂物或第二相粒子周围堆积的位错环发生堆积, 并在沉淀相、夹杂物与金属界面处分离产生塑孔, 由于位错源连续产生的新位错环和不同滑移面上的位错环不断被推向塑孔, 导致塑孔以内颈缩的方式迅速扩展 ^[10] 。随温度的升高, 在有利的热激活状态下, 位错环密度减小, 位错阻力减小, 位错移动速度变快, 塑孔扩展的速度变快, 同时, 塑孔不断发生聚合和相互吞并, 长大形成较大的塑孔。同时, 由于组织结构中存在第二相粒子, 符合韧窝聚集型韧性断裂的条件, 所以低温断口表现出大量的韧窝特征。韧窝大小、深浅及数量取决于材料断裂时第二相粒子的大小、间距、数量及材料的韧性和试验温度。随温度的升高, 韧窝特征由撕裂型逐渐转变为等轴型。由于高温下原子发生迁移, 原子间结合能力降低, 因此当温度继续升高时, 断口微观形貌由塑孔和韧窝特征为主逐渐转变成以塑孔特征为主。