稀有金属 2010,34(02),172-177

退火对V-4Cr-4Ti合金微观组织结构的影响

李鱼飞 罗超 王志钢 任大鹏

表面物理与化学国家重点实验室

中国工程物理研究院

摘 要：

为了解高温退火前后V-4%Cr-4%Ti(记为V-4Cr-4Ti,下同)合金微观组织结构的变化,将合金在1000～1400℃,1×10-2Pa条件下退火不同时间(1h或3h)后,利用透射电子显微镜(TEM)分析了退火前后合金中位错、层错及孪晶的形态。分析结果表明,铸态合金中含有少量的层错和孪晶,但位错密度较高。高温退火后合金中的位错密度降低,层错、扩展位错的密度增加。孪晶密度随退火温度和退火时间的增加而增加。1200℃退火合金中的层错呈现规则的平行排列,层错使得基体衍射点发生分裂;孪晶的孪生面为钒的{211}晶面。在1300℃/3h退火合金中观察到了由大量微孪晶和位错组成的类“马氏体”结构。

关键词：

V-4Cr-4Ti合金;退火;位错;层错;孪晶;

中图分类号： TG146.23;TG166.5

作者简介：李鱼飞(1983-),男,四川绵阳人,硕士,助理工程师;研究方向:金属材料制备(E-mail:liyufei903@foxmail.com);

收稿日期：2009-07-30

基金：中国工程物理研究院科学发展基金(2009B0302036)资助项目;

Effects of Annealing on Microstructures of V-4Cr-4Ti Alloy

Abstract：

The alloy samples of V-4%Cr-4%Ti(V-4Cr-4Ti)alloy were annealed at 1000¹400 ℃,1×10-2 Pa at different times(1 h or 3 h).The behaviour of dislocation,stacking fault and twin of alloy before/after anneal was analysed using transmission electron microscopy(TEM).The results showed that the dislocation density was very high in as-melt alloy with a small amount of stacking fault and twin.After annealing,the density of dislocation decreased but stacking fault and extended dislocation increased.The number of twin increased with the increase of anneals temperature and time.In the alloy annealed at 1200 ℃,the stacking fault paralleled to each other and resulted in the diffraction point of vanadium split,and the twin plane was the {211} plane of vanadium.The microstructure of alloy annealed at 1300 ℃/3 h was consisted of high-density twin and dislocation,which was named as “martensite-like” structure.In order to understand the evolvement of microstructure before and after high-temperature annealing.

Keyword：

V-4Cr-4Ti alloy;annealing;dislocation;stacking fault;twin;

Received： 2009-07-30

V-4Cr-4Ti合金作为聚变堆第一壁结构材料具有很明显的优势 ^[1] 。 李鱼飞等 ^{[2,3,4,5,6,7,8,9]} 制备的V-4Cr-4Ti合金铸锭维氏硬度(Hv)达217, 晶格常数(a)为0.3025 nm, 平均晶粒尺寸达～500 μm, 并含有厚～100 nm、 长和宽～1 μm的片状Ti-(CNO)相、 位错、 层错等缺陷。 铸锭一般都需要高温退火(均匀化、 固溶处理等)来调节成分, 控制组织结构并改善性能。 为对后续制备的合金进行相应热处理提供参考, 本文将V-4Cr-4Ti合金在1000～1400 ℃之间进行热处理, 并对此工艺下V-4Cr-4Ti合金中位错, 层错及孪晶行为进行了透射电镜研究。

1 实 验

实验用V-4Cr-4Ti合金的化学成分如表1所示。 将10 mm×10 mm×1 mm的样品置于Mo舟中退火, 退火工艺参数如表2所示。 升温速率约20 ℃·min^-1, 各试样退火完成后随炉冷却。 将铸态和退火态样品在180^#, 500^#, 800^#, 1500^#水砂纸上逐步减薄至～70 μm后机械抛光。 冲成3 mm的TEM样品后在MTP-1A型电解双喷仪上减薄, 电解液为85%甲醇+15%硫酸(体积比), 电压10～12 V, 电流80～100 mA, 温度15 ℃。 利用H-800型透射电镜分析合金微观组织结构, 加速电压为200 kV。

表1 合金主要化学成分

Table 1 Main chemical composition (%, mass fraction)

C	O	N	Cr	Ti	V
0.027	0.230	0.010	3.710	3.590	>92.4

表2 试样热处理工艺参数

Table 2 Heat treating parameters of samples

Temperature/℃	Time/h	Atmosphere/Pa
1000	1	～1×10-2
1100	1
1200	1 and 3
1300	1 and 3
1400	1

2 结 果

2.1 位错

图1为铸态合金中的位错形态。 从图1(a)可见在这种电子束入射条件下围绕着析出相有大量的刃位错存在, 但在远离析出相的基体中则相对“干净”。 图1(b)表明, 在其他角度下, 不仅可见与图1(a)类似的第二相周围的高密度位错, 还可见合金基体中的位错密度也很高(图中圆圈处所示)。

合金经1000 ℃退火后的位错形态如图2所示。 图2(a)中位错分布较图1更加均匀, 数量也有所降低, 这与退火温度及电子束入射角度均有关系。 图2(b), (c)为某种形态的位错组织在明场和暗场下的形态, 该高密度位错处很可能是晶界位置, 并可见由于样品发生弯曲而产生的波浪形条纹。

图3 1200 ℃/1 h (a, b)和1300 ℃/3 h (c, d)退火合金中的位错形态

Fig.3 Dislocation in alloys annealed at 1200 ℃/1 h (a,b) and 1300 ℃/3 h (c,d) (a) Dislocations in base metal; (b) Around the second phase; (c) 0°; (d) 35°

合金在1200 ℃/1 h和1300 ℃/3 h退火后的位错形态如图3所示。 图3(a)中合金基体的位错长达数百纳米甚至微米, 部分呈“弓”形并可见位错“露头”, 但数量明显减少。 图3(b)中与图1类似, 显示出某细小片状相周围缠结的位错。 图3(c), (d)为1300 ℃/3 h退火试样从0°单向倾转到35°前后位错形貌的变化。 从图3(c)右上角箭头所示可见, 围绕片状第二相周围的高密度位错, 而倾转后图3(d)中第二相周围位错的不可见。 图3(c), (d)右下角的组织具有位错和滑移台阶的特征, 但也可能是试样的边缘效应产生的条纹。

整体看来, 高温退火后合金中位错密度大大降低, 但围绕第二相周围的位错密度仍较高。

2.2 层错

图4为铸态合金中的层错形态, 如图中箭头所示, 宽～300 nm。 在铸态样品的其他区域也偶然会观察到层错的存在, 但由于衬度和亮度不佳无法记录下来, 但整体看来铸态合金中的层错数量很少。

图4 铸态合金中的层错

Fig.4 Stacking fault in as-cast alloy

图5所示为1200 ℃/1 h退火合金中的各种层错的形态。 从图5(a)可以看出由于相互垂直的层错重叠而形成不同的衬度, 表现为图中的层错在中间“断开”。 同时在图5(a)两个箭头所示位置也可见由于位错与层错相互作用而使得层错条纹发生变化, 并在该图的顶部可见两个扩展位错(较亮处)。 图5(b)为一系列的层错相互平行排列, 这很可能是该组层错位于相互平行的一簇晶面上。 图5(c), (d)为同一区域在不同电子束入射方向下(单向倾转10°前后)层错的衬度像, 清晰可见由于两平行层错相互作用而使得重叠部位的衬度发生变化, 同样也存在位错与层错相互作用的情况, 这说明位错和层错位于同一晶面。 图5(c)的选区电子衍射(SAD)表明层错的存在使得基体的衍射点沿同一方向一分为二, 这也符合层错的特点。

图6为1200 ℃/3 h(a, b)和1300 ℃/1 h(c)退火合金中的层错和扩展位错的明场像形态。 图6(a)中的层错排列整齐, 各层错由于重叠而显示出不同的条纹。 该组层错位于相互平行的晶面上, 上下层错之间有滑移的痕迹(图中箭头), 可能是其从一个晶面滑移到另一个晶面后留下的痕迹。 该组层错的排列方式与图5(b)十分类似。 图6(b)表明扩展位错从右侧边缘谋生并止于晶内, 并可见试样边缘处的等厚条纹。 图6(c)为样品边缘处的一个衬度有所改变的层错, 插图的SAD表明层错。

2.3 孪 晶

图7所示为铸态合金中衬度不同于“片状”富Ti相的3个相互平行的条状组织, 从其选区电子衍射可见明显的具有孪晶的特征的衍射斑点, 推测该组织是孪晶。

图8(a)为1200 ℃/1 h退火合金中衬度不同于第二相的明场像组织。 Grossbeck ^[10] 在V-4Cr-4Ti合金焊接组织区域发现了{112}孪晶和围绕着孪晶的大量位错, 见图8(b)。 两图中的这种组织的形貌和取向都十分吻合, 表明图8(a)的组织就是取向为[211]的孪晶, 但不清楚这是合金中原先存在的(图7)还是退火中形成的。 使得衍射斑点沿[112]方向分裂为2, 类似于图5(c)。 从图5, 6看来, 合金中层错及扩展位错的数量(密度)在退火后都增加, 这与位错的变化趋势不同。 图9是1300 ℃/1 h(a)、 1400 ℃/1 h(b, c)和1300 ℃/3 h(d)退火合金中的孪晶组织。 1300 ℃/1 h退火后合金中孪晶的密度略有增加, 所有孪晶因具有相同取向而相互平行。 图9(b)的形貌和SAD, 与图7和8、 刘杨等 ^[11] 和王晓宇等 ^[12] 观察到的孪晶形态类似, 可以确定该组织为孪晶。 图9(c)中则同时显示了孪晶和层错(箭头所示)。 从图9(d)可见1300 ℃/3 h退火合金中规则排列的“条状”组织, 结合SAD推测该组织可能是由高密度的、 不同取向的板条孪晶和位错组成的“马氏体”组织, 有待于进一步研究。

3 分析与讨论

合金力学性能与位错、 层错等缺陷的行为有一定关系。 高温退火后位错密度降低, 层错及孪晶的数量增加, 必然使得合金塑性变形更加容易, 降低合金硬度并对提高合金的塑性有益。

图7 铸态合金中的类似孪晶组织

Fig.7 Twin-like structures in the as-cast alloy

金属或合金中存在位错是普遍的。 结合图1和3中位错聚集于第二相周围, 推测位错/第二相之间有以下几种原因。 第一种是析出相在高位错密度区域形核、 长大 ^[13] 。 第二相为富Ti的复杂化合物相, 析出过程中(凝固析出或退火时效析出)涉及到原子长程扩展, 而高密度位错区域无疑是扩展的短路通道。 第二种是片状析出相与母相界面晶格不匹配而引入位错, 并以此为位错源在退火过程中发射位错。 第三种是位错运动过程中由于析出相的钉扎而在其界面处塞集, 退火过程必然涉及到位错的滑移、 攀移, 在此过程中被钉轧形成位错林。 目前仍不清楚究竟为何种机制, 可能是多种机制同时存在。

从图8和9看来, 高温退火后合金中孪晶的密度对退火时间的敏感性高于温度, 但这有待于进一步研究。 图8得出孪晶的取向为[211], 与BCC金属的孪生面为{112}吻合。 对图9(d)所示的这种“马氏体”组织认识十分肤浅, 目前为止只在1300 ℃/3 h退火合金中观察到。 从V-O二元相图来看, 当局部O的富集达到4%以上会发生相变, 形成多种不同的BCT结构新相(α’, β, β’, δ’) ^[14] 。 正如前文所述, 当间隙杂质元素O沿“c轴”的八面体间隙偏聚导致BCC晶格畸变为BCT晶格从而发生马氏体相变可能是该组织形成的原因之一。 合金在铸态存在少量的层错和孪晶, 但高温退火后层错和孪晶数量增加, 并观察到了较多的扩展位错。 钒是BCC金属中层错能相对低的, 在凝固过程中很容易形成层错和孪晶。 铸态合金中的各种内应力及元素偏析在高温下通过原子移动、 缺陷运动等得到释放, 加之温度升高可能降低金属的层错能, 使得退火合金中层错、 扩展位错数量增加。 孪晶可以认为是连续的堆垛层错结构 ^[15] , 钒的层错能低, 层错不易产生交滑移, 位错及层错前沿可以造成很高的应力集中, 有利于孪晶的形成。 延长退火时间, 合金中普遍存在的位错及层错组织, 使得原子在高温移动的过程中更容易, 也更容易转变成孪晶。 钒合金一般在高应变率下以孪生方式变形时会出现孪晶的爆发性增加, 而在普通的退火制度下却发现如此复杂的层错和孪晶形态变化, 其原因目前并不明确。

4 结 论

1. V-4Cr-4Ti铸态合金的基体和第二相周围都存在大量的位错组织。 高温退火后, 合金基体中的位错密度降低, 而第二相周围的位错密度变化不大。

2. V-4Cr-4Ti铸态合金中存在少量层错及孪晶。 经高温退火后, 层错和扩展位错的数量增加, 层错与位错及层错之间的交互作用明显。 高温退火温度和时间对孪晶的数量有明显的影响, 孪晶面为V(211)。

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