RU2623848C2 - Method of manufacturing vanadium alloys blanks - Google Patents
Method of manufacturing vanadium alloys blanks Download PDFInfo
- Publication number
- RU2623848C2 RU2623848C2 RU2015149656A RU2015149656A RU2623848C2 RU 2623848 C2 RU2623848 C2 RU 2623848C2 RU 2015149656 A RU2015149656 A RU 2015149656A RU 2015149656 A RU2015149656 A RU 2015149656A RU 2623848 C2 RU2623848 C2 RU 2623848C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- annealing
- vacuum
- hour
- carried out
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
Abstract
Description
Изобретение относится к области радиационного материаловедения и может быть использовано в технологических циклах получения полуфабрикатов сплавов на основе ванадия, легированных элементами IVB группы Периодической системы (Ti, Zr, Hf), другими элементами замещения (Cr, W) и содержащих элементы внедрения (С, О, N) в количестве не менее 0.04 вес. %, используемых в качестве конструкционных материалов в реакторах деления и синтеза, работающих в условиях облучения и повышенных температур, в частности в качестве оболочек тепловыделяющих элементов реакторов на быстрых нейтронах, элементов экспериментального модуля ДЕМО-РФ в реакторе ИТЕР.The invention relates to the field of radiation materials science and can be used in technological cycles for the preparation of semi-finished vanadium-based alloys alloyed with elements of the IVB group of the Periodic System (Ti, Zr, Hf), other substitution elements (Cr, W) and containing interstitial elements (C, O , N) in an amount of not less than 0.04 weight. % used as structural materials in fission and synthesis reactors operating under conditions of irradiation and elevated temperatures, in particular, as shells of fuel elements of fast neutron reactors, elements of the experimental module DEMO-RF in the ITER reactor.
Известен способ получения листа сплава V-4Ti-4Cr, включающий прокатку слитка при комнатной температуре со степенью деформации 95% и последующие отжиги в вакууме 10-4 Па при Т=(600-1100)°С в течение 1 часа (A. Nishimura, A. Iwahori, N.J. Heo. Т. Nagasaka, Т. Muroga, S.-I. Tanaka. Effect of precipitation and solution behavior of impurities on mechanical properties of low activation vanadium alloy // Journal of Nuclear Materials 329-333 (2004) 438-441. (Proceedings of the Eleventh International Conference on Fusion Reactor Materials (ICFRM-11). Kyoto, Japan, December, 2003)).A known method of obtaining a sheet of alloy V-4Ti-4Cr, including rolling the ingot at room temperature with a degree of deformation of 95% and subsequent annealing in vacuum of 10 -4 Pa at T = (600-1100) ° C for 1 hour (A. Nishimura, A. Iwahori, NJ Heo. T. Nagasaka, T. Muroga, S.-I. Tanaka. Effect of precipitation and solution behavior of impurities on mechanical properties of low activation vanadium alloy // Journal of Nuclear Materials 329-333 (2004) 438-441. (Proceedings of the Eleventh International Conference on Fusion Reactor Materials (ICFRM-11). Kyoto, Japan, December, 2003)).
Известен способ обработки сплавов V-4Ti-4Cr, включающий гомогенизирующий отжиг в вакууме 2×10-5 Торр при Т=1400°С в течение 1 часа, термообработки на воздухе, вакуумный длительный отжиг для поглощения кислорода оксидной пленки поверхностным слоем ванадиевого сплава и термообработку в вакууме при 1400°С в течение 1 часа, обеспечивающую однородное распределение кислорода по толщине образца. После указанных выше операций проводятся 3 цикла термомеханической обработки, состоящие из деформации прокаткой с обжатием ε≈30-50% при комнатной температуре и отжига при Т=(450÷700)°С в течение 1 часа. На заключительном этапе производится ступенчатая термообработка при последовательном повышении температуры с 800°С до 1000°С. На каждом шаге время отжига составляет один час.(Потапенко М.М., Чернов В.М., Дробышев В.А., Кравцова М.В., Кудрявцева И.Е., Дегтярев Н.А., Овчинников С.В., Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д. Микроструктура и механические свойства сплава V-4Ti-4Cr в зависимости от режимов химико-термической обработки. ВАНТ. Сер. Термоядерный синтез, 2014, т. 37, вып. 1, стр. 13-17).A known method of processing alloys V-4Ti-4Cr, including homogenizing annealing in vacuum 2 × 10 -5 Torr at T = 1400 ° C for 1 hour, heat treatment in air, vacuum long-term annealing for oxygen absorption of the oxide film by the surface layer of the vanadium alloy and heat treatment in vacuum at 1400 ° C for 1 hour, ensuring a uniform distribution of oxygen over the thickness of the sample. After the above operations, 3 thermomechanical treatment cycles are carried out, consisting of rolling deformation with compression ε≈30-50% at room temperature and annealing at T = (450 ÷ 700) ° С for 1 hour. At the final stage, a stepwise heat treatment is performed with a sequential increase in temperature from 800 ° C to 1000 ° C. At each step, the annealing time is one hour. (Potapenko M.M., Chernov V.M., Drobyshev V.A., Kravtsova M.V., Kudryavtseva I.E., Degtyarev N.A., Ovchinnikov S.V. ., Tyumentsev AN, Ditenberg IA, Pinzhin Yu.P., Korotaev AD Microstructure and mechanical properties of the V-4Ti-4Cr alloy depending on the modes of chemical-thermal treatment. VANT. Ser. Thermonuclear Fusion , 2014, v. 37, issue 1, p. 13-17).
Недостатками представленных аналогов является значительная неоднородность распределения и малая объемная доля упрочняющих частиц, и, как следствие, недостаточная жаропрочность обработанного материала.The disadvantages of the presented analogues is a significant heterogeneity of distribution and a small volume fraction of hardening particles, and, as a result, insufficient heat resistance of the processed material.
Наиболее близким по технической сущности решением, выбранным в качестве прототипа, является способ термомеханической обработки сплавов на основе ванадия, легированных элементами IVA группы Периодической системы и содержащих элементы внедрения (С, О, N) в количестве не менее 0.04 вес. %. Заготовки материалов подвергаются отжигу при температуре, превышающей температуру растворимости вторичных фаз, после чего осуществляется многократная термомеханическая обработка с применением метода многократного всестороннего прессования «деформация + отжиг» с заключительным стабилизирующим отжигом при Т=(950-1100)°С. Суммарная величина истинной логарифмической деформации достигает значений не менее e≥2. Патент на изобретение №2360012 C1 RU, МПК C21D 8/00 (2006.01). Способ термомеханической обработки сплавов на основе ванадия / Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П., Дитенберг И.А., Овчинников С.В., Литовченко И.Ю., Чернов В.М., Потапенко М.М., Крюкова Л.М., Дробышев В.А., ГОУ ВПО «Томский государственный университет» (RU), НИУ Институт физики прочности и материаловедения СО РАН (RU), ФГУП ВНИИ неорганических материалов им. А.А. Бочвара (RU) - №2007136404/02. Заявл. 01.10.2007. Опубл. 27.06.2009 Бюл. №18.The closest solution in technical essence, chosen as a prototype, is a method for thermomechanical processing of vanadium-based alloys alloyed with elements of group IVA of the Periodic System and containing introduction elements (C, O, N) in an amount of at least 0.04 weight. % The billets of the materials are annealed at a temperature higher than the solubility temperature of the secondary phases, after which multiple thermomechanical processing is carried out using the method of multiple comprehensive pressing “deformation + annealing” with final stabilizing annealing at T = (950-1100) ° С. The total true logarithmic strain reaches values of at least e≥2. Patent for invention No. 2360012 C1 RU, IPC C21D 8/00 (2006.01). Method for thermomechanical processing of vanadium-based alloys / Tyumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P., Ditenberg I.A., Ovchinnikov S.V., Litovchenko I.Yu., Chernov V.M., Potapenko M.M., Kryukova L.M., Drobyshev V.A., State Educational Institution of Higher Professional Education Tomsk State University (RU), NRU Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS (RU), FSUE All-Russian Research Institute of Inorganic Materials A.A. Bochvara (RU) - No. 2007136404/02. Claim 10/01/2007. Publ. 06/27/2009 Bull. Number 18.
Недостатком прототипа является малая объемная доля частиц второй фазы, формирующаяся в объеме материалов, что приводит к низкой эффективности дисперсного упрочнения. Низкая термическая стабильность частиц второй фазы в сочетании с неэффективным в таком случае при повышенных температурах совместным дисперсным и субструктурным упрочнением способствуют снижению температуры рекристаллизации и, как следствие, снижению прочностных свойств.The disadvantage of the prototype is the small volume fraction of particles of the second phase, which is formed in the volume of materials, which leads to low efficiency of dispersed hardening. The low thermal stability of the particles of the second phase in combination with the ineffective joint disperse and substructural hardening in this case at elevated temperatures contribute to a decrease in the temperature of recrystallization and, as a consequence, to a decrease in strength properties.
Задачей настоящего изобретения является разработка способа получения заготовок сплавов ванадия, обеспечивающего контролируемое увеличение объемной доли мелкодисперсной фазы с однородным распределением и повышение эффективности дисперсного упрочнения за счет увеличения в ванадиевых сплавах содержания элементов внедрения, с целью получения более высоких значений прочностных характеристик при высоких температурах.The objective of the present invention is to develop a method for producing blanks of vanadium alloys, which provides a controlled increase in the volume fraction of the finely dispersed phase with a uniform distribution and an increase in the efficiency of dispersed hardening due to an increase in the content of interstitial elements in vanadium alloys in order to obtain higher strength values at high temperatures.
Поставленная задача решается тем, что предложен способ получения заготовок сплавов ванадия, включающий гомогенизацию слитка, формирование заготовки путем нагрева и выдавливания слитка на прессе с последующим отжигом, осадки заготовки на прессе в пруток с последующим рекристаллизационным отжигом при температуре 950-1100°С, стабилизирующий отжиг в вакууме, термомеханическую обработку путем деформации и отжига, при этом гомогенизацию слитка осуществляют при температуре 1300°С в течение 8 часов, стабилизирующий отжиг в вакууме проводят при температуре 1400°С в течение 1 часа, термомеханическую обработку ведут в три цикла путем деформации прокаткой с обжатием ε=30-50% при комнатной температуре и отжига при температуре 450-700°С в течение 1 часа, а после термомеханической обработки осуществляют стабилизирующий отжиг в вакууме при температуре 1000°С в течение 1 часа, после чего проводят диффузионное легирование кислородом путем отжига на воздухе при температуре не более 700°С в течение времени, необходимого для формирования окисной пленки V2O5, далее проводят стабилизирующий отжиг в вакууме с поэтапным повышением температуры от 600°С до 1100°С, диффузионное легирование кислородом путем термообработки заготовок на воздухе при температуре не более 700°С и заключительный стабилизирующий отжиг в вакууме с поэтапным повышением температуры от 600°С до 1100°С.The problem is solved by the fact that the proposed method for producing blanks of vanadium alloys, including the homogenization of the ingot, the formation of the workpiece by heating and extruding the ingot on the press with subsequent annealing, precipitation of the workpiece on the press in a bar with subsequent recrystallization annealing at a temperature of 950-1100 ° C, stabilizing annealing in vacuum, thermomechanical treatment by deformation and annealing, while the ingot is homogenized at a temperature of 1300 ° C for 8 hours, stabilizing annealing in vacuum is carried out at at a temperature of 1400 ° C for 1 hour, thermomechanical treatment is carried out in three cycles by deformation by rolling with compression ε = 30-50% at room temperature and annealing at a temperature of 450-700 ° C for 1 hour, and after thermomechanical processing, stabilizing annealing is carried out in vacuum at a temperature of 1000 ° C for 1 hour, after which diffusion doping with oxygen is carried out by annealing in air at a temperature of not more than 700 ° C for the time required to form an oxide film V 2 O 5 , then stabilizing annealing in vacuum is carried out together with a gradual increase in temperature from 600 ° C to 1100 ° C, diffusion doping with oxygen by heat treatment of the workpieces in air at a temperature of not more than 700 ° C and final stabilizing annealing in vacuum with a phased increase in temperature from 600 ° C to 1100 ° C.
Диффузионное легирование включает в себя термообработку заготовок на воздухе при температуре не более 700°С в течение времени, необходимого для формирования окисной пленки V2O5, при этом, в зависимости от элементного и фазового состава обрабатываемого сплава, требуемой концентрации кислорода, а также формы и геометрических размеров обрабатываемой заготовки, длительность термообработки на первом этапе составляет от нескольких часов до суток, на дополнительном этапе - от нескольких секунд до нескольких часов. Контроль концентрации кислорода проводится точным взвешиванием заготовок, что позволяет скорректировать длительность следующего этапа дополнительного кратковременного легирования для доведения содержания кислорода до требуемых значений. Кроме того, дополнительное легирование кислородом может быть проведено на различных технологических стадиях передела заготовок, в том числе на финальной стадии формирования изделий.Diffusion alloying includes heat treatment of workpieces in air at a temperature of not more than 700 ° C for the time required to form an oxide film of V 2 O 5 , while depending on the elemental and phase composition of the alloy being processed, the required oxygen concentration, and also the shape and the geometric dimensions of the workpiece, the duration of the heat treatment at the first stage is from several hours to a day, at an additional stage - from several seconds to several hours. Oxygen concentration is controlled by accurately weighing the workpieces, which allows you to adjust the duration of the next stage of additional short-term alloying to bring the oxygen content to the required values. In addition, additional doping with oxygen can be carried out at various technological stages of the redistribution of blanks, including at the final stage of product formation.
В частности, заготовки сплава после гомогенизирующего отжига при температуре 1300°С в течение 8 часов, последующего нагрева слитков до температуры (850-1000)°C с выдержкой при этой температуре в течение (1,5-2) часов и выдавливания на прессе с коэффициентом вытяжки 2-5 подвергаются отжигу в диапазоне температур (950-1100)°С в течение 1 часа и осадке прутков из заготовок на гидравлическом прессе со степенью деформации не более 50% с последующим рекристаллизационным отжигом в диапазоне температур (950-1100)°С. Далее следует термообработка в вакууме при 1400°С в течение 1 часа. После указанных выше операций проводятся 3 цикла термомеханической обработки, состоящие из деформации прокаткой с обжатием ε≈30-50% при комнатной температуре и отжига при Т=(450÷700)°С в течение 1 часа. Стабилизация структурного состояния проводится отжигом в вакууме при 1000°С в течение часа. Затем проводят термообработки на воздухе при температуре не более 700°С, в течение времени, необходимого для формирования окисной пленки V2O5. После этого проводится серия вакуумных (2×10-5 Торр) отжигов в интервале (450÷1000)°C с поэтапным повышением температуры в течение нескольких часов для поглощения кислорода оксидной пленки поверхностным слоем ванадиевого сплава. Далее следует дополнительное диффузионное легирование кислородом, причем отжиги на воздухе могут длиться от нескольких секунд до нескольких часов. На заключительном этапе производится стабилизирующая ступенчатая термообработка с последовательным повышением температуры от 600°С до 1100°С, длительностью несколько часов.In particular, alloy billets after homogenizing annealing at a temperature of 1300 ° C for 8 hours, subsequent heating of the ingots to a temperature of (850-1000) ° C with holding at this temperature for (1.5-2) hours and extrusion on a press with with a draw factor of 2-5, they are annealed in the temperature range (950-1100) ° С for 1 hour and the bars are deposited from billets on a hydraulic press with a degree of deformation of not more than 50%, followed by recrystallization annealing in the temperature range (950-1100) ° С . This is followed by heat treatment in vacuum at 1400 ° C for 1 hour. After the above operations, 3 thermomechanical treatment cycles are carried out, consisting of rolling deformation with compression ε≈30-50% at room temperature and annealing at T = (450 ÷ 700) ° С for 1 hour. The stabilization of the structural state is carried out by annealing in vacuum at 1000 ° C for one hour. Then heat treatment is carried out in air at a temperature of not more than 700 ° C, for the time required for the formation of the oxide film V 2 O 5 . After this, a series of vacuum (2 × 10 -5 Torr) anneals is carried out in the range (450 ÷ 1000) ° C with a gradual increase in temperature over several hours to absorb oxygen of the oxide film by the surface layer of the vanadium alloy. This is followed by additional diffusion doping with oxygen, and annealing in air can last from several seconds to several hours. At the final stage, a stabilizing step heat treatment is performed with a sequential increase in temperature from 600 ° C to 1100 ° C, lasting several hours.
Режим термомеханической обработки подобран таким образом, что в результате его реализации в сплавах ванадия формируется гетерофазное структурное состояние, характеризуемое высокой плотностью дефектов кристаллического строения и формированием мелкодисперсных частиц на основе фаз внедрения. Легирование кислородом в процессе химико-термической обработки позволяет сформировать в материале однородное распределение мелкодисперсных частиц оксидной фазы и реализовать эффективное совместное дисперсное и субструктурное упрочнение. Дополнительное легирование кислородом позволяет контролируемым образом увеличить объемную долю мелкодисперсной фазы, изменить размер частиц и реализовать дополнительное твердорастворное упрочнение.The thermomechanical treatment regime is selected in such a way that, as a result of its implementation, a heterophase structural state is formed in vanadium alloys, characterized by a high density of defects in the crystal structure and the formation of fine particles based on interstitial phases. Alloying with oxygen during the chemical-thermal treatment allows one to form a uniform distribution of finely dispersed particles of the oxide phase in the material and to realize effective joint disperse and substructural hardening. Additional doping with oxygen allows a controlled way to increase the volume fraction of the finely dispersed phase, change the particle size and implement additional solid solution hardening.
Примеры конкретного осуществления изобретения приведены ниже:Examples of specific embodiments of the invention are given below:
Пример 1Example 1
Заготовки сплава V-Zr-Cr-W (V-1.17Zr-8.75Cr-0.14W-0.01C-0.02O-0.01N вес. %) после гомогенизирующего отжига при температуре 1300°С в течение 8 часов, последующего нагрева слитков до температуры 1000°C с выдержкой при этой температуре в течение 2 часов и выдавливания на прессе с коэффициентом вытяжки 2-5 подвергаются отжигу в диапазоне температур (950-1100)°С в течение 1 часа и осадке прутков из заготовок на гидравлическом прессе со степенью деформации не более 50% с последующим рекристаллизационным отжигом при 950°С. Далее следует одночасовая термообработка в вакууме при 1400°С и 3 цикла термомеханической обработки, состоящих из деформации прокаткой с обжатием ε≈40% при комнатной температуре и отжига при Т=550°С в течение 1 часа. Стабилизация структурного состояния проводится отжигом в вакууме при 1000°С в течение часа. Затем проводят термообработки на воздухе при Т=550°С, 210 минут. После этого проводится серия вакуумных (2×10-5 Торр) отжигов с поэтапным повышением температуры: 600°С в течение 10 часов, 750°С в течение 5 часов, 900°С в течение 2 часов, 1000°С в течение 1 часа. Дополнительное легирование проводится путем термообработки на воздухе при Т=600°С в течение 10 минут. На заключительном этапе производится ступенчатая термообработка при последовательном повышении температуры: 600°С, 5 часов + 750°С, 2 часа + 900°С, 1 час + 1000°С, 1 час + 1100°С, 1 час.Billets of V-Zr-Cr-W alloy (V-1.17Zr-8.75Cr-0.14W-0.01C-0.02O-0.01N wt.%) After homogenizing annealing at a temperature of 1300 ° C for 8 hours, followed by heating of the ingots to temperatures of 1000 ° C with holding at this temperature for 2 hours and extruding on a press with a drawing coefficient of 2-5 are annealed in the temperature range (950-1100) ° C for 1 hour and the bars are precipitated from billets on a hydraulic press with a degree of deformation no more than 50% followed by recrystallization annealing at 950 ° C. This is followed by a one-hour heat treatment in vacuum at 1400 ° C and 3 cycles of thermomechanical treatment, consisting of rolling deformation with compression ε≈40% at room temperature and annealing at T = 550 ° C for 1 hour. The stabilization of the structural state is carried out by annealing in vacuum at 1000 ° C for one hour. Then conduct heat treatment in air at T = 550 ° C, 210 minutes. After this, a series of vacuum (2 × 10 -5 Torr) anneals is carried out with a gradual increase in temperature: 600 ° C for 10 hours, 750 ° C for 5 hours, 900 ° C for 2 hours, 1000 ° C for 1 hour . Additional alloying is carried out by heat treatment in air at T = 600 ° C for 10 minutes. At the final stage, a stepwise heat treatment is performed with a sequential increase in temperature: 600 ° С, 5 hours + 750 ° С, 2 hours + 900 ° С, 1 hour + 1000 ° С, 1 hour + 1100 ° С, 1 hour.
Пример 2Example 2
Заготовки сплава системы V-Zr-Cr-W после гомогенизирующего отжига при температуре 1300°С в течение 8 часов, последующего нагрева слитков до температуры 1000°C с выдержкой при этой температуре в течение 2 часов и выдавливания на прессе с коэффициентом вытяжки 2-5 подвергаются отжигу в диапазоне температур 1100°С в течение 1 часа и осадке прутков из заготовок на гидравлическом прессе со степенью деформации не более 50% с последующим рекристаллизационным отжигом при 1100°С. Далее следует термообработка в вакууме при 1400°С в течение 1 часа. После указанных выше операций проводятся 3 цикла термомеханической обработки, состоящие из деформации прокаткой с обжатием ε≈30% при комнатной температуре и отжига при Т=700°С в течение 1 часа. Стабилизация структурного состояния проводится отжигом в вакууме при 1000°С в течение часа. Затем проводят термообработки на воздухе при Т=650°С, 840 минут. После этого проводится серия вакуумных (2×10-5 Торр) отжигов с поэтапным повышением температуры: 600°С в течение 15 часов, 750°С в течение 7 часов, 900°С в течение 2 часов, 1000°С в течение 1 часа. Дополнительное легирование проводится путем термообработки на воздухе при Т=600°С в течение 30 секунд. На заключительном этапе производится ступенчатая термообработка при последовательном повышении температуры: 600°С, 9 часов + 750°С, 4 часа + 900°С, 1 час + 1000°С, 1 час + 1100°С, 1 час.Billets of the alloy of the V-Zr-Cr-W system after homogenizing annealing at a temperature of 1300 ° C for 8 hours, subsequent heating of the ingots to a temperature of 1000 ° C with holding at this temperature for 2 hours and extrusion on a press with a draw ratio of 2-5 subjected to annealing in the temperature range of 1100 ° C for 1 hour and precipitation of the rods from the billets on a hydraulic press with a degree of deformation of not more than 50%, followed by recrystallization annealing at 1100 ° C. This is followed by heat treatment in vacuum at 1400 ° C for 1 hour. After the above operations, 3 thermomechanical treatment cycles are carried out, consisting of rolling deformation with compression ε≈30% at room temperature and annealing at T = 700 ° C for 1 hour. The stabilization of the structural state is carried out by annealing in vacuum at 1000 ° C for one hour. Then conduct heat treatment in air at T = 650 ° C, 840 minutes. After this, a series of vacuum (2 × 10 -5 Torr) anneals is carried out with a gradual increase in temperature: 600 ° C for 15 hours, 750 ° C for 7 hours, 900 ° C for 2 hours, 1000 ° C for 1 hour . Additional alloying is carried out by heat treatment in air at T = 600 ° C for 30 seconds. At the final stage, a stepwise heat treatment is performed with a sequential increase in temperature: 600 ° С, 9 hours + 750 ° С, 4 hours + 900 ° С, 1 hour + 1000 ° С, 1 hour + 1100 ° С, 1 hour.
На рисунке 1 показана микроструктура сплава V-Cr-W-Zr-(С, N, О) после обработки при концентрациях кислорода CO≈1.1 (a) и 2.1 (б). ПЭМ. Изображения в светлом поле.Figure 1 shows the microstructure of the V-Cr-W-Zr- (C, N, O) alloy after treatment at oxygen concentrations C O ≈1.1 (a) and 2.1 (b). TEM. Images in a bright field.
На рисунке 1а показан сплав системы V-Zr-Cr-W после внутреннего окисления при значении концентрации кислорода CO≈1.1. В результате после заключительного отжига при Т=1100°С частицы ZrO2 имеют размеры (около 200 нм), близкие к таковым для частиц карбида циркония после традиционного режима обработки этого сплава с аналогичной температурой указанного выше отжига. После обработки сплава V-Zr-Cr-W при величине CO≈2.1 (рисунок 1б) указанные выше размеры имеют лишь частицы ZrO2, сформировавшиеся в результате окисления частиц исходной карбидной фазы ZrC. Частицы ZrO2, выделившиеся из пересыщенного твердого раствора, на порядок меньше. На расстоянии ≈ 0.2 мм от поверхности внутреннеокисленных образцов толщиной 1 мм размеры большинства таких частиц не превышают 10 нм. Это связано с тем, что, при достигнутых в этом случае величинах CO≈2.1, концентрация циркония в твердом растворе, контролирующая скорость коагуляции этих частиц, снижается на много порядков.Figure 1a shows the alloy of the V-Zr-Cr-W system after internal oxidation at an oxygen concentration of C O ≈ 1.1. As a result, after the final annealing at T = 1100 ° C, ZrO 2 particles have sizes (about 200 nm) close to those for zirconium carbide particles after the traditional treatment regime for this alloy with the same annealing temperature indicated above. After processing the V-Zr-Cr-W alloy at a value of C O ≈ 2.1 (Figure 1b), only the ZrO 2 particles formed as a result of the oxidation of the particles of the initial ZrC carbide phase have the dimensions indicated above. ZrO 2 particles released from a supersaturated solid solution are an order of magnitude smaller. At a distance of ≈ 0.2 mm from the surface of internally oxidized samples 1 mm thick, the sizes of most of these particles do not exceed 10 nm. This is due to the fact that, with the values reached in this case, C O ≈ 2.1, the concentration of zirconium in the solid solution, which controls the coagulation rate of these particles, decreases by many orders of magnitude.
На рисунке 2 показана микроструктура сплава V-Cr-W-Zr-(С, N, О) после предлагаемой обработки при концентрации кислорода CO≈2.5. Светлопольная микрофотография (а). Темнопольное изображение мелкодисперсных частиц ZrO2 (б). ПЭМ.Figure 2 shows the microstructure of the V-Cr-W-Zr- (C, N, O) alloy after the proposed treatment at an oxygen concentration of C O ≈ 2.5. Bright field micrograph (a). Dark-field image of fine particles of ZrO 2 (b). TEM.
После предлагаемого режима обработки сплава V-1.17Zr-8.75Cr-0.14W-0.01C-0.02O-0.01N (вес. %) достигается предельно высокая дисперсность окисной фазы (рисунок 2а, б). Даже на светлопольных изображениях наблюдается высокая плотность частиц оксидной фазы (рисунок 2а). Как следует из темнопольных изображений, размеры подавляющего большинства этих частиц не превышают нескольких нанометров (рисунок 2б).After the proposed treatment regime for the V-1.17Zr-8.75Cr-0.14W-0.01C-0.02O-0.01N alloy (wt.%), An extremely high dispersion of the oxide phase is achieved (Figure 2a, b). Even in bright-field images, a high density of particles of the oxide phase is observed (Figure 2a). As follows from dark-field images, the sizes of the vast majority of these particles do not exceed several nanometers (Figure 2b).
В процессе механических испытаний активным растяжением было установлено, что формирование в процессе обработки по предложенным режимам сложного структурно-фазового состояния приводит к повышению, в зависимости от концентрации кислорода, значений высокотемпературной кратковременной прочности сплава V-4,23Cr-7,56W-1,69Zr (таблица 1) при сохранении хорошего уровня технологической пластичности. Значительные эффекты упрочнения наблюдаются даже после испытаний при температурах более 800°С, что свидетельствует о высокой термической стабильности формируемых структурных состояний.During mechanical tests by active tension, it was found that the formation of a complex structural phase state during processing according to the proposed modes leads to an increase, depending on the oxygen concentration, of the high-temperature short-term strength of the V-4.23Cr-7.56W-1.69Zr alloy (table 1) while maintaining a good level of technological plasticity. Significant hardening effects are observed even after testing at temperatures above 800 ° C, which indicates a high thermal stability of the formed structural states.
К преимуществам изобретения следует отнести то, что в результате применения предложенного способа повышаются значения прочностных характеристик при сохранении приемлемого запаса пластичности образцов обрабатываемых сплавов. Формирующиеся в процессе обработки частицы второй фазы характеризуются высокой термической стабильностью. Предлагаемый способ позволяет производить контролируемое изменение концентрации кислорода и тем самым предопределять изменение размера и объемной доли частиц второй фазы для обеспечения оптимального соотношения частиц различных фракций и наиболее эффективной реализации совмещенного дисперсного, твердорастворного и субструктурного упрочнения. Важной особенностью данного метода является возможность проведения дополнительного легирования кислородом на различных технологических этапах передела заготовок и формирования изделий. Кроме того, тот способ позволяет контролируемым образом создавать повышенные концентрации кислорода в поверхностных слоях на завершающих стадиях получения изделий.The advantages of the invention include the fact that as a result of the application of the proposed method, the values of strength characteristics are increased while maintaining an acceptable margin of plasticity of samples of processed alloys. Particles of the second phase formed during processing are characterized by high thermal stability. The proposed method allows for a controlled change in oxygen concentration and thereby predetermine a change in the size and volume fraction of particles of the second phase to ensure the optimal ratio of particles of different fractions and the most efficient implementation of the combined dispersed, solid solution and substructural hardening. An important feature of this method is the possibility of additional doping with oxygen at various technological stages of the redistribution of blanks and the formation of products. In addition, this method allows a controlled manner to create increased oxygen concentrations in the surface layers at the final stages of obtaining products.
Такая обработка приводит к повышению значений температуры рекристаллизации ванадиевых сплавов до 1200°С-1300°С, что позволяет сохранять приемлемый уровень прочностных характеристик при температурах, достигающих 1000°С.This treatment leads to an increase in the temperature of recrystallization of vanadium alloys to 1200 ° C-1300 ° C, which allows you to maintain an acceptable level of strength characteristics at temperatures reaching 1000 ° C.
Эти результаты свидетельствуют о высокой эффективности разрабатываемого способа обработки сплавов ванадия, легированных элементами IVB группы Периодической системы, для повышения высокотемпературной прочности сплавов и существенного расширения интервала их рабочих температур.These results indicate the high efficiency of the developed method of processing vanadium alloys doped with elements of the IVB group of the Periodic System to increase the high-temperature strength of the alloys and significantly expand the range of their operating temperatures.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015149656A RU2623848C2 (en) | 2015-11-19 | 2015-11-19 | Method of manufacturing vanadium alloys blanks |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2015149656A RU2623848C2 (en) | 2015-11-19 | 2015-11-19 | Method of manufacturing vanadium alloys blanks |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2015149656A RU2015149656A (en) | 2017-05-24 |
| RU2623848C2 true RU2623848C2 (en) | 2017-06-29 |
Family
ID=58877850
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2015149656A RU2623848C2 (en) | 2015-11-19 | 2015-11-19 | Method of manufacturing vanadium alloys blanks |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2623848C2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2751208C1 (en) * | 2020-12-15 | 2021-07-12 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Method for processing vanadium alloys |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2360012C1 (en) * | 2007-10-01 | 2009-06-27 | ГОУ ВПО "Томский государственный университет" | Method of thermomechanical treatment of alloys on basis of vanadium |
| RU2445400C1 (en) * | 2010-08-09 | 2012-03-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Томский государственный университет" (ТГУ) | TREATMENT METHOD OF VANADIUM-BASED ALLOYS OF V-4Ti-4Cr SYSTEM |
| RU2463377C1 (en) * | 2011-05-03 | 2012-10-10 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Томский государственный университет" (ТГУ) | Method of chemical-thermal treatment of vanadium alloys alloyed with chrome and titanium |
| CN103422039A (en) * | 2012-05-22 | 2013-12-04 | 核工业西南物理研究院 | Method for reinforcing V-4Cr-4Ti alloy |
-
2015
- 2015-11-19 RU RU2015149656A patent/RU2623848C2/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2360012C1 (en) * | 2007-10-01 | 2009-06-27 | ГОУ ВПО "Томский государственный университет" | Method of thermomechanical treatment of alloys on basis of vanadium |
| RU2445400C1 (en) * | 2010-08-09 | 2012-03-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Томский государственный университет" (ТГУ) | TREATMENT METHOD OF VANADIUM-BASED ALLOYS OF V-4Ti-4Cr SYSTEM |
| RU2463377C1 (en) * | 2011-05-03 | 2012-10-10 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Томский государственный университет" (ТГУ) | Method of chemical-thermal treatment of vanadium alloys alloyed with chrome and titanium |
| CN103422039A (en) * | 2012-05-22 | 2013-12-04 | 核工业西南物理研究院 | Method for reinforcing V-4Cr-4Ti alloy |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2751208C1 (en) * | 2020-12-15 | 2021-07-12 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Российской академии наук (ИФПМ СО РАН) | Method for processing vanadium alloys |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2015149656A (en) | 2017-05-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3103568A1 (en) | Additive manufacturing methods | |
| JP3512402B2 (en) | Method for producing niobium-containing zirconium alloy nuclear fuel cladding with excellent corrosion resistance | |
| Mikhaylovskaya et al. | Superplastic behaviour of Al-Mg-Zn-Zr-Sc-based alloys at high strain rates | |
| Zhao et al. | Microstructure and tensile properties of a 14Cr ODS ferritic steel | |
| Hao et al. | Strength and ductility improvement of ultrafine-grained tungsten produced by equal-channel angular pressing | |
| Weekes et al. | Hydride reorientation in Zircaloy-4 examined by in situ synchrotron X-ray diffraction | |
| McCarley et al. | Influence of the starting microstructure on the hot deformation behavior of a low stacking fault energy Ni-based superalloy | |
| Semenova et al. | Features of Duplex Microstructural Evolution and Mechanical Behavior in the Titanium Alloy Processed by Equal‐Channel Angular Pressing | |
| Wang et al. | Simultaneous enhancement of mechanical and electrical properties of Cu–Ni–Si alloys via thermo-mechanical process | |
| McCarley et al. | Utilization of hot deformation to trigger strain induced boundary migration (SIBM) in Ni-base superalloys | |
| Wang et al. | Improvement of mechanical properties of magnesium alloy ZK60 by asymmetric reduction rolling | |
| JP2022119901A (en) | Iron-based steel composition for fuel element, fuel element, component of fuel assembly and method for producing steel composition | |
| RU2360012C1 (en) | Method of thermomechanical treatment of alloys on basis of vanadium | |
| McCarley et al. | Understanding the effects of recrystallization and strain induced boundary migration on∑ 3 twin boundary formation in Ni-base superalloys during iterative sub-solvus annealing | |
| Tyumentsev et al. | The effect of thermomechanical treatment regimes on microstructure and mechanical properties of V–Me (Cr, W)–Zr–C alloys | |
| RU2623848C2 (en) | Method of manufacturing vanadium alloys blanks | |
| Rogachev et al. | Microstructure, Phase Composition, and Thermal Stability of Two Zirconium Alloys Subjected to High‐Pressure Torsion at Different Temperatures | |
| RU2445400C1 (en) | TREATMENT METHOD OF VANADIUM-BASED ALLOYS OF V-4Ti-4Cr SYSTEM | |
| Potapenko et al. | Microstructure and mechanical properties of V–4Ti–4Cr alloy as a function of the chemical heat treatment regimes | |
| RU2463377C1 (en) | Method of chemical-thermal treatment of vanadium alloys alloyed with chrome and titanium | |
| JP2018514646A (en) | Manufacturing method of zirconium parts for nuclear fuel using multi-stage hot rolling | |
| RU2605015C1 (en) | Combined method of processing vanadium alloys | |
| Wang et al. | Optimization of processing parameters to produce nearly dense fine-grained Ti–6Al–4V microstructures with a hydrogen-assisted BEPM approach | |
| Li et al. | Microstructure and mechanical properties of 16 Cr-ODS ferritic steel for advanced nuclear energy system | |
| Kaibyshev et al. | Mechanical properties of an Al-Mg-Sc alloy subjected to intense plastic straining |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20181120 |