Навигация

Главная » Мануалы

1 2 3 4 5 6 7 ... 19

ровых турбинах этот прием необходим из экономических соображений. В газовых турбинах его не применяют. Источником колебаний в газотурбинных двигателях служат аэродинамические эффекты от предшествующих направляющих лопаток, различных опор, обратное давление от последующих сопловых лопаток и опор, от дискретных трубчатых камер сгорания, если они^установлены на данной турбине.

Рассчитав и изучив возбудители колебаний, получают базу данных, которые обычно представляют диаграммой Кемп-бэлла (рис.2.15). Конструктор старается избежать резонанса с обнаруженными возбудителями в диапазоне тех скоррс-тей, при которых предполагается длительная эксплуатация турбины. Это удается не всегда. Вынужденный выбирать, конструктор предпочитает избегать тех реонансов, которые приведут к наиболее высоким относительным напряжениям. Он конструирует виброгасящие устройства, позволяющие смягчить влияние колебательных мод, которые внушают наибольшие опасения. Как бы то ни было, рассчитывают и измеряют переменные напряжения, порождаемые каждой модой.


20 W 60 во 100 120


40 ВО

б, кг/мм

Рис.2.15. Диаграмма Кэмпбелла для рабочей лопатки турбины: (---) - расчетные уровни собственной частоты колебаний; (-) - линии, отражающие

зависимость частоты колебаний от числа оборотов ротора (выраженного в % от числа оборотов, соответствующего номинальной мощности)

Рис.2.16. Типичная диаграмма Гудмэна для рабочей лопатки никелевого сплава, подвергнутой 10 циклам нагружения. Цифры на кривых - температура металла лопаток, °С

Уже ранние исследования продемонстрировали важную роль среднего напряжения для живучести материала в условиях многоцикловой усталости. Для их характеристики используют диаграмму, известную под названием видоизмененной диаграммы Гудмена (рис.2.1б). Долговечность детали определяют, нанося рассчитанные значения среднего и переменного напряжений и интерполируя число циклов до разрушения.

Анализ характеристик многоцикловой усталости включает оценку допускаемого размера дефектов рассматриваемой детали с помощью методов механики разрушения. Применительно к малоцикловой усталости такие методы можно использовать для прогнозирования роста трещины и назначения сроков проверки или замены детали. При таком подходе сроки службы деталей могут превысить время до возникновения трещины. Однако вполне вероятно, что в условиях многоцикловой усталости любая трещина, распространяющаяся в результате колебания напряжений, связанного с оборотами двигателя, приведет к разрушению за весьма короткое время.

Допустимый размер трещины. Процедура назначения допустимых размеров дефекта начинается с того, что определяют размер, которого трещина не достигнет при ожидаемом уровне переменных напряжений. Затем придают этому размеру смысл предельного роста трещины за число циклов нагружения, предусмотренное паспортом для запуска турбины. Определив размер, начиная с которого трещина вырастает до предельного за расчетный срок службы турбины, принимают его за начальный допустимый размер трещины. Однако решение задачи этим не исчерпывается. Чтобы паспортное значение допустимого исходного размера трещины гарантировало низкую скорость ее роста до недопустимого уровня, это значение уточняют на базе статистических оценок и методов неразрушающего контроля.

Коррозия

Коррозия- одна из главных причин, заставляющих менять лопатки в промышленных турбинах. Помимо вклада в разрушение, осуществляемого за счет других механизмов (в основном за счет малоцикловой усталости), она способна вызвать отказ и сама по себе. Это происходит, когда коррозия изменяет до недопустимой степени аэродинамическую форму и



вершинный зазор деталей газового тракта, так что снижается выходная мощность турбины до уровня, требующего замены деталей, нарушается система охлаждения или становится сомнительной несущая способность детали. Рабочие лопатки всегда были в большей степени подвержены высокотемпературной коррозии, чем сопловые лопатки или детали камеры сгорания, поскольку для их изготовления применяли преимущественно сплавы на никелевой основе. При некоторых режимах эксплуатации коррозионная долговечность исчерпывается значительно раньше, чем долговечность, обусловленная ползучестью и усталостью. Представление о подлинном механизме высокотемпературной коррозии пока остается спорным (см.гл.12), однако большинство специалистов согласно, что ее необходимым условием является присутствие солей щелочных металлов вроде КаЗОд. Эту соль образуют Na (К ведет себя аналогичным образом) и S, которые в изобилии вносятся топливом и воздухом. Коррозию вызывают также оксиды V и сульфаты или оксиды Pb.

Управление содержанием серы как метод подавления коррозии оказалость неэффективным, однако ослабить коррозию можно путем точной регулировки расхода топлива, применения входных фильтров и ингибиторов. Чтобы повысить сопротивление лопаток коррозии, их изготавливают из специально разработанных и модифицированных сплавов. Теперь в авиадвигателях и промышленных турбинах применяют защитные покрытия, что также существенно продляет срок службы лопаток (рис.2.17). Повысить живучесть лопаток в условиях коррозии можно и путем изменения их конфигурации, в частности, оптимизировав толщину их стенки, т.е. расстояние между наружной поверхностью и поверхностью внутренних охлаждающих каналов; в результате обеспечивается улучшенное сочетание температуры поверхности лопатки с коррозионными потерями [16]. Для проведения подобной оптимизации и прогнозирования живучести детали требуется достаточно точная модель развития коррозии.

До недавних пор считали, что модель коррозионных потерь проста: скорость коррозии (толщина слоя металла, уносимого с поверхности детали за один час) есть возрастающая функция количества Na, К, V или РЬ, поступающего в рабочую среду (из топлива и воздуха), и температуры поверхности металла по газовому тракту. Этот взгляд 76

100*

Рис.2.17. Ретроспективная диаграмма разработки покрытий. Стойкость покрытий определена в стендовой камере сгорания при 871 °С: 1 - алюминид диффузионного происхождения; 2 - модифицированный алюминид; 5 - облицовочные слои (типа MCrAlY); 4 - PtAl; 5 - композитные облицовочные слои

у

у

1 1

I960

1970 Годы

1980

изменился под влиянием двух наблюдений. Во-первых, случаи агрессивного воздействия среды были отмечены на охлажденных частях рабочих и сопловых лопаток. Во-вторых, на рабочих лопатках последней ступени, где температура ниже той, что считалась пороговой для развития высокотемпературной коррозии, обнаружили питтинговую коррозию. В настоящее время полагают, что охлаждение лопасти ускоряет коррозию за счет конденсации расплавов солей на ее поверхности. Явлению коррозии рабочих лопаток последней ступени дали название коррозия при умеренных температурах , чтобы подчеркнуть отличие ее механизма от механизма классической высокотемпературной коррозии, обнаруженной при температуре металла выше 900 °С. Полагают, что за коррозию при умеренных температурах ответственны жидкие фазы, скомбинированные из NajSO с сульфатами Ni и Со, устойчивыми при температурах ниже 800 °С.

Практически полезная модель коррозии включает в себя несколько назависимых переменных: температуру поверхности металла, температуру газа, химический состав покрытия, его толщину, допустимые коррозионные потери, химический состав металлических деталей, уровень загрязнения продуктов сгорания. Изготовители турбин разработали подобные

Адаптировано переводчиком от оригинального low-temperature hot corrosion. Прим. перев.



модели и создали ряд испытательных методов, позволяющих исследовать влияние этих независимых переменных на процесс коррозии. Данные модели являются предметом частной собственности, поскольку их применение связано с особенностями конструкции, а расходы на получение результатов весьма велики. Проверенные модели имеют вид массива численных данных или наборов кривых, характеризующих коррозионные потери для конкретных сочетаний независимых переменных.

2.4. Многоосные напряженные состояния и анизотропия

В охлаждаемых сплавах и рабочих лопатках напряженное состояние в критических участках гораздо сложнее, чем в образцах, используемых для испытаний на ползучесть и усталость. Вообще говоря, общедоступны только данные по одноосному нагружению, так что при конструировании деталей приходится прогнозировать служебную долговечность в условиях двух- или трехосного нагружения, пользуясь данными для одноосного напряженного состояния. Методы анализа напряжений в деталях сложной конфигурации становятся все более тривиальными, поэтому определить характер напряженного состояния и уровень напряжений проще, чем установить точную модель поведения материла.

Многоосные напряженные состояния охлаждаемых лопастей

Температурно-зависимые напряженные состояния ведущих кромок рабочих лопаток с круглыми концентрическими охлаждающими каналами анализировали методом замкнутой формы [17]. Нащли, что в точке, застоя на наружной поверхности напряженное состояние двухосное, причем компонента напряжения, направленная по контуру (tf), и компонента, направленная вдоль кромки ((Гг), перпендикулярны друг другу. Перпендикулярная к ним компонента (с^), нормальная к поверхности, равна нулю (рис.2.18). Компоненты tfj и суть главные напряжения, одинаковые по величине и знаку. Исходя из этого и расчитав эффективное напряжение по Хуберу-Мизе-су-Хенки (Huber-Mises-Непку), найдем его равным по вели-78


Рис.2.18. Напряженное состояние идеализированной ведущей кромки лопасти лопатки в условиях конвекционного охлаждения (tfi, 02, <з~ главные напряжения): 1- охлаждающий поток

чине любому из двух главных напряжений, не равных нулю. На напряжение, возникающее из-за температурного градиента, накладывается действие центробежной силы. У боль-щинства охлаждаемых сопловых лопаток, облицовочных плиток камеры сгорания и рабочих лопаток, снабженных пленочной, отражательной или змеевиковой системами охлаждения, напряженное состояние более сложное. Чтобы оценить его достаточно точно, нужны разносторонние соверщенные методы.

На практике для расчета деталей, которые будут работать в сложнонапряженном состоянии, конструкторы пользуются данными испытаний на ползучесть и усталость при одноосном нагружении, однако при этом они проводят опытную проверку принятых рещений. Таким образом, например, используют внеплоскостную компоненту напряженного поля рабочих и сопловых лопаток турбины для расчета их долговечности в условиях ползучести [17]. Принимая подобный подход, исходят из предположения, что компоненты напряжения в плоскости лопасти возникают исключительно из-за температурных эффектов (а не под воздействием рабочих нагрузок) и в дальнейщем постепенно релаксируют. Локальное внеплоскостное напряжение использую? для расчета мгновенных значений скорости локальной вцеплоскостной деформации ползучести; в свою очередь, результаты этого расчета включают в компьютерный анализ перераспределения напряжений, расчета новой скорости ползучести и так далее с конечным результатом в виде расчетного значения долговечности детали. Практика дает множество данных, подтверждающих справедливость такого подхода.

Считают, что прогнозы возникновения трещины при мало-



и многоцикловои усталости лучше всего удаются при использовании эффективного напряжения. В реальных деталях его отличие от величин главных напряжений невелико, и, следовательно, предпочтительность его использования пока что остается спорной. Трещины ориентированы перпендикулярно к направлению максимального главного растягивающего напряжения, а их рост по признанию большинства специалистов связан с циклическим ростом и снижением этого напряжения. По отношению к сплавам, поведение которых не укладывается в эту схему, необходим пересмотр процедуры анализа результатов и описывающей их модели.

Анизотропные материалы

Последние два десятилетия шла разработка направленно кристаллизующихся и монокристаллических деталей; в настоящее время они уже работают в Турбинах (гл.12). В материалах такого рода отсутствуют границы зерен, перпендикулярные нагрузке, а сами зерна благоприятно ориентированы. Детали подобного рода можно встретить в авиадвигателях новейшей конструкции. В перспективе с их применением срок службы может быть увеличен десятикратно при соответствующем увеличении усталостной долговечности.

Анизотропные материалы требуют особого анализа. Частоту собственных колебаний надо рассчитывать аналитическими методами с учетом анизотропии. Для расчета частоты и напряжений в материале, модули упругости которого различны по трем ортогональным направлениям, можно постоянно использовать коды конечных элементов.

При расчете усталостной долговечности важно учитывать ориентацию зерен. Никелевые сплавы, упрочняемые преимущественно выделениями у'-фазы, обладают наилучшими усталостными свойствами в направлениях <100> и <010>. В направленно-закристаллизованной лопатке эта ось ориентирована радиально, вдоль результирующего максимального главного растягивающего напряжения. Удачно, что другое главное, не равное нулю напряжение, расположено в плоскости, образованной направлениями <100> и <010>, где эти направления в равной мере характеризуются высокой прочностью. Направления низкой прочности вроде <011> ориентированы по осям, характеризующимся низкими растягивающими 80

напряжениями. Ориентировка осей <100> <110> по отношению к осям поперечного сечения лопасти могла бы послужить важным параметром при определении усталостной долговечности.

2.5. Поведение материала в статистическом представлении

Возможность достаточно точно прогнозировать долговечность деталей высокотемпературной зоны взаимовыгодна производителям и пользователям турбин. Из числа отказов, требующих остановки турбины, к имеющим непервостепенное значенч j относятся только те, при которых отказавшие детали поки дают свое место в двигателе. Таковы, например, отказы лопаток из-за ползучести и усталости, когда значите льняй осколок лопатки увлекается в газовый тракт и, в свою очередь, вызывает отказ других деталей этого тракта. Предвидение отказов подобного рода означает предвидение отказа наименее прочной лопатки в той или иной ступени турбины.

Частотное распределение отказов вследствие ползучести и малоцикловой усталости (когда на гистограмме долговечность представлена соответственно временем или числом циклов нагружения) обычно носит логнормальный характер (рис.2Д9). Оно показывает, что 0,15 % популяции продемонстрирует отказ, прежде чем наступит время или будет достигнуто число циклов нагружения, которое минует точку стандартного отклонения, равного -3. Пусть имеется примерно 50 %-ная вероятность, что гипотетический двигатель с 300 рабочими лопатками, рассчитанными на одну и ту же долговечность, имеет одну лопатку со свойствами хуже -3<У. Тогда долговечность, соответствующая -3<У, будет адекватной оценкой среднего срока службы двигателя в условиях ползучести. Аналогичным образом усталостная долговечность, соответствующая -3<у, послужит приблизительной мерой срока службы двигателя в условиях развития усталости.

Плотность отказов за период службы турбины принимают меньшей 50 %, обычно около 1 %. На рис.2.20 гистограмма отказов материала наложена на гистограмму отказов турбины в двигателе с 300 лопатками. В этом примере переменные,




Рис.2.19. Гипотетическая гистограмма долговечности в условиях усталости (Nf - число циклов нагружения) или ползучести О - время, Ы - относительная частота)

Ifft им IgNf

характеризующие рабочую среду, не учтены; они бы расщи-рили колоколообразные кривые. Точка, соответствующая плотности отказов турбины в 1%, отстоит от средней точки отказов материала примерно на четыре стандартных отклонения. Для конструктора рабочих лопаток это означает, что ему нужны сведения о материале,- позволяющие рассчитать долговечность этой худщей лопатки в 100 турбинах (т.е. в комплекте с 30000 лопатками). Даже если в практике конструирования этой процедуре не всегда следуют неукоснительно, подобная логика все-таки присутствует. Обычной практикой может стать проектирование в расчете на свойства материала, соответствующие стандартному отклонению -Ъб и температурной области, в которой комбинация свойств наихудщая. Как бы то ни было, стандартное отклонение-важный параметр.

У

ii i I I i i Отклонение от среднего

Рис.2.20. Сопоставление гистограмм отказа материала лопаток и турбины в целом применительно к 300-лопаточной турбине (i - отказы турбины из-за отказа одной или нескольких лопаток; 2 - отказы материала лопаток). Стрелкой по оси абсцисс показано увеличение длительности эксплуатации (логарифмическая шкала)

Рассмотрим характеристики ползучести, выраженные со стандартным отклонением, эквивалентным по. величине отклонению температуры на 72 °С (или в 2,4 раза по долговечности, или на 10% по напряжению, величины эти приблизительно эквивалентны друг другу). Проектируемый температурный предел оказался бы примерно на 288°С (4(У) ниже температуры, при которой средний по свойствам образец 82

разрушился бы при заданном напряжении за заданное время. Были разработаны и внедрены сплавы с ожидаемым улучшением среднего сопротивления ползучести, эквивалентным 50-90 °С. Примерно такого выигрыша можно ожидать от 25%-ного улучшения в срединном уровне свойств.

Заклнмение

производители тепловых двигателей, следуя экономическим законам рынка, стремятся увеличить достоинства продукции по отношению к продажной цене. Цена разработки, паспортизации и производства суперсплавов может быть и высока, но достоинства двигателя, в котором они применены, возрастают в гораздо большей степени. Конструкторы будут вынуждены все время повышать рабочие напряжения и температуры металлических деталей камеры сгорания и турбины. При этом главные потребители должны быть уверены, что надежность двигателей не снизится, а цена за их обслуживание и ремонт не возрастет. К необходимости повысить рабочие температуры суперсплавов добавляется призыв к более точной характеристике их поведения. В результате можно будет сегодня и в будущем уверенно создавать условия для наилучшего использования материалов и достижений, касающихся металлургических аспектов их производства.

Часть 2. ОСНОВНЫЕ СИСТЕМЫ СПЛАВОВ

ТлаваЗ. ПРИРОДА УПРОЧНЕНИЯ

Норман С. Столофф/(Л^о/-/иа/1 S. Stoloff. Rensselaer Polytechnic Institute, Troy, New-York)

Задача данной главы - обзор и оценка уровня современных знаний о механизмах, ответственных за прочность аустенитных суперсплавов. Подходя к решению этой задачи, мы рассмотрим механизмы упрочнения аустенитной фазы - матрицы, а также пути, посредством которых фазы (главным образом у' [Ni3(Al, Ti)], но иногда и У} (Л|зТ1) или у' [Ni3(Nb, А1, Ni)]), выделяющиеся в процессе старения, воздействуют на прочность и сопротивление ползучести и усталости. При определенных обстоятельствах сплавы на железоникелевой или кобальтовой основе упрочняются в результате старения за счет выделения либо карбидов, либо интерметаллических соединений. Однако наиболее выразительного эффекта упрочнения удается достичь у сплавов на никелевой основе, поэтому при последующем рассмотрении главное внимание сосредоточено именно на них. В обзоре отводится место и дисперсному упрочнению твердыми некогерентными частицами типа оксидных. Подробности приготовления дисперсноупрочненных сплавов изложены в гл.17, а факторы, влияющие на сопротивление усталости, - в гл.10.

В твердом растворе промышленных суперсплавов на основе кобальта, железа или никеля всегда присутствуют значительные добавки легирующих элементов, обеспечивающие сплавам прочность, сопротивление усталости или стойкость к поверхностной деградации. Сплавы на никелевой основе содержат также элементы, которые после соответствующей термической или термомеханической обра-



ботки обеспечивают образование мелких когерентных частиц интерметаллического соединения. Таким образом, суперсплавы на никелевой основе представляют собой различные варианты аустенитной никельхромволы1)рамовой (или молибденовой) матрицы, дополнительно упрочненной когерентными частицами у' (NijAl, Т1)-фазы, которая по выбору может содержать добавки кобальта, ниобия, тантала, циркония, бора, гафния и железа. Такие новые материалы, как монокристаллические суперсплавы, не нуждаются в элементах, упрочняющих границы зерен, поэтому бор, углерод, цирконий и гафний из этих материалов удалены. Большинство легирующих элементов до некоторой степени разделены между обеими фазами - матрицей и фазой старения, так что обычно обе главные фазы сильно легированы. Неизбежным следствием сложности состава сплавов является сложная картина упрочнения, поэтому для объяснения высокой прочности суперсплавов разработан целый ряд теорий.

Уровень прочности промышленных суперсплавов формируется благодаря совместному действию различных механизмов упрочнения, которое обусловлено ролью элементов, присутствующих в твердом растворе, частиц и границ зерен. Иногда для дополнительного упрочнения пользуются термомеханической обработкой, обеспечивающей повышение плотности дислокаций и формирование дислока-пионной субструктуры. Для некоторых сплавов благоприятным оказывается также композитное упрочнение (примером служат суперсплавы, армированные проволокой, и направленно-закристаллизованные эвтектики). Обычно считают, что механизмы упрочнения действуют независимо друг от друга и аддитивно, хотя и сохраняется некоторая противоречивость по поводу путей их совместного использования. В рамках задач настоящей главы будем считать механизмы упрочнения практически независимыми друг от друга. Сначала рассмотрим низкотемпературное кратковременное упрочнение, а затем обсудим факторы, влияющие на характеристики ползучести.

3.1. Факторы, контролирующие поведение сплавов в условиях растяжения

Твердорастворное упрочнение

При анализе твердорастворного упрочнения удобно рассмотреть несколько теорий текучести в терминах влияния растворенных элементов на различные физические или кристаллографические характеристики, например на параметр кристаллической решетки и модуль упругости.

Размерное несоответствие

Согласно выводам Мотта и Набарро [l] и твердорастворное упрочнение, и дисперсионное твердение можно объяснить действием внутренних напряжений, возникших в результате внедрения в упругую матрицу либо растворенных атомов, либо частиц второй фазы. В соответствии с этой моделью предел текучести т разбавленного твердого раствора можно выразить как 84

т = 2Gec,

(3.1)

где G - модуль сдвига, е - степень. размерного несоответствия (или искажение), а с - концентрация растворенных атомов. Искажение, порождаемое различием Да между параметром кристаллической решетки чистой матрицы а и а - параметром решетки растворенного атома, есть

е = (1/с)(Аа/ао).

(3.2)

К сожалению, уравнение (3.1) дает завышенные оценки твердорастворного упрочнения. Между напряжением течения и изменением параметра решетки любого бинарного твердого раствора (рис.3.1) существует линейная зависимость. В то же время, как показали Пелу и Грант [2], изменение предела текучести различных бинарных растворов на никелевой основе не является функцией только параметра решетки, но зависит непосредственно от положения растворенного элемента в Периодической системе Менделеева. Символом обозначено количество электронных вакансий в третьей электронной оболочке у элементов первого длинного периода. Для одного и того же уровня искажений кристаллической решетки упрочнение тем выше, чем больше различаются по

/ni-ti

/ nl-cr

/ / ni-mo

/ / X/ni-fe

/А/ ni-co

- /

/jy У ni-cu

г 1

1 1 1

0 0,005 0,010 0,015 0,020 Ла


6.66 5,66 4,663,66 2,661,710,66

Рис.3.1. Влияние изменений параметра решетки на сопротивление пластическому течению у сплавов никеля [2]

Рис.3.2. Влияние различий в валентности на упрочнение у сплавов никеля {Ny - количество электронных вакансий растворяемого элемента [2], [3])



валентности растворитель и растворенный элемент (рис.3.2). Упрочняющее влияние легирующих элементов сохраняется по крайней мере до 815 °С [2]. Фляйщер [4] полагает, что влияние валентности может выразиться в различии сплавов по величине модуля упругости. Эта точка зрения подробно рассмотрена в следующем разделе. С другой стороны, влияние валентности может проявиться через уменьшение энергии дефектов упаковки, как это происходит у сплавов с решеткой г.ц.к. с увеличением количества электронов на атом. В литературе [5] имеются сведения о корреляции между количеством электронных вакансий и энергией дефектов упаковки.

К числу элементов, образующих у-твердый раствор, по-видимому, следует отнести А1, Fe, Ti, Cr, W, Co и Mo. Отличие этих элементов от никеля по атомному диаметру колеблется от +1% для Со до +13% для W. Было показано [З], что упрочнение аустенитной фазы, химический состав которой представлен в табл.3.1, будет наиболее мошн11м при легировании алюминием, вольфрамом, молибденом, хромом и наименее заметным при легировании кобальтом, железом, ванадием и титаном (см.рис.3.1) .

Заметим, однако, что обычно количество элемента (в особенности вольфрама или молибдена, вводимого в аустенит для твердорастворного упрочнения за счет несоответствия размеров атомов в узлах кристаллической решетки, ограничено нестабильностью сплава в отношении образования (Г-фазы (см.гл.8).

Несоответствие модулей упругости

Фляйшер [4], [6] полагает, что различия в модуле упругости между растворителем и растворенным элементом могут послужить причиной упрочнения. Основание для этого предложения он усматривает в том, что для продавливания дислокации сквозь твердые или мягкие зоны нужна дополнительная работа. Полная энергии взаимодействия с винтовой

Текст и содержание рис.3.1 резко расходятся в отношении упрочняющего влияния титана. Прим. перее.

Таблица сплавов [4]

3.1. Твердорастворное

упрочиеиже у-фазы никелевых

Растворенный

Содержание

Изменение

Изменение сопро-

элемент

в у-фазе, %

ао, кХ

тивления течению.

(по массе)

6,97 МПа

0,011

2,56

0,020

7,96

0,033

22,8

0,035

24,2

0,038

24,5

0,006

4,55

0,025

28,5

0,006

5,69

дислокацией выражается как

Eg = Ое-Ь'КУбкг\

где

/2), = {l/G){dG/dc).

(3.3)

(3.4)

Совместное влияние атомных размеров и модулей упругости

Фляйшер [4] приходит к выводу, что различие в модулях упругости и несоответствие кристаллических решеток можно учесть в рамках одного и того же уравнения. При этом сила взаимодействия между растворенным атомом и дислокацией выразится как

F = (GbVl20)

е - ае G

(3.5)

где а = ±16 для краевой и а = 3 для винтовой дислокаций. Здесь знак минус характеризует взаимодействие краевых дислокаций с растворенными атомами в поле сжимающих искажений над плоскостью скольжения, а знак плюс - в поле растягивающих искажений под плоскостью скольжения. Меньшую силу взаимодействия можно исключить [7].

Если L- среднее расстояние между явумя растворенными атомами, с которыми дислокация соприкасается под действием напряжения т^., то



F = XcbL. (3.6)

Согласно оценкам Фриделя [8] L= (6bVTcc) так что

Тс = То + (G

*ci/2)/Z,

(3.7)

где Z = 1320; т - приведенное критическое напряжение сдвига для чистого металла.

Лабуш [9] применил модель Фляйшера к сплавам более высокой концентрации, воспользовавшись другим типом статистического усреднения сил взаимодействия между растворенными атомами и дислокациями и получил уравнение:

Тс = То + G-/VVSSO.

(3.8)

Хотя Фляйшером для сплавов на медной основе получено некоторое согласие экспериментальных данных с уравнением (3.7), данные для монокристаллов пластичных сплавов на основе Аи, Ag и Си отвечали точнее расчетам при с^, т.е. при использовании уравнения (3.8) [7].

Ближний порядок

Концентрированные твердые растворы склонны к образованию весьма заметного ближнего порядка. Для сдвигообразования в кристалле, где существует ближний порядок, требуется дополнительная энергия. Это выражается в повышении напряжения пластического течения сплава.

Энергия, связанная с возникновением ближнего порядка в двойном твердом растворе, выражается как

Е, = NZc (1-е) va,.

(3.9)

где N- количество атомов в кристаллической решетке; Z-координационное число (для решеток г.ц.к. Z = 12), с-молярная доля растворенного элемента; v = Vg - - 0,5(К^ - Kflg) - энергия взаимодействия (Kg и т.д.-значения энергии взаимодействия различных атомных пар) и а,- коэффициент ближнего порядка, который можно определить экспериментально.

Энергия, необходимая для нарушения ближнего порядка в пределах единицы площади плоскости скольжения, есть

Е, = (8/3)/с(1 - c)vas/a.

(3.10)

Приравняв эту величину работе тЬ, затрачиваемой на перемещение дислокации, получим необходимое для этого сдвиговое напряжение

т = 1б(2/3)/2с(1 - c)vfl,/fl

(3.11)

Поскольку все члены уравнения (3.11) не зависят от температуры, можем считать, что ближний порядок обеспечивает атермический рост напряжения пластического течения. Правда, возрастает с уменьшением температуры отжига. Поэтому компонента напряжения течения, за которую ответственен ближний порядок, чувствительна к термической предыстории материала.

Было высказано предположение [и], что в никельхромо-вых сплавах ближний порядок возникает при содержании хрома около 20-25% (по массе). Такое содержание Сг(22 %) достигнуто в сплавах хастеллой X и инконель 625. К ним близки и другие сплавы, содержащие у'-фазу, например серия сплавов типа нимоник (19,5 %Сг). Следовательно, в таких сплавах возможно упрочнение, связанное с существованием ближнего порядка.

3.2. Дисперсионное твердение (старение) сплавов на никелевой основе

Свойства сплавов системы у-у'

Прочность дисперсионнотвердеющих суперсплавов на никелевой основе в подавляющей степени обеспечивается такими когерентными стабильными интерметаллидными фазами, как Э'[Н1з(А1, Ti) и г [Nij(Nb, А1, Ti)]. Другие фазы, например бориды и карбиды, объемная доля которых невелика, дают небольшое дополнительное упрочнение при низких температурах. Однако их влияние на свойства границ зерен может сопровождаться значительным изменением скорости пол-



зучести, длительной прочности или длительной пластичности сплавов.

Этот раздел посвящен свойствам сплавов, упрочненных исключительно выделениями у'-фазы, и демонстрирует зависимость экспериментально определенных значений прочности от таких разнообразных факторов, как объемная доля / выделений у'-фазы, радиус ее частиц, твердорастворное упрочнение у- и у'-фаз, присутствие у'-фазы в сверхмелкодисперсном состоянии.

В связи с тем, что свойства у'-фазы имеют решающее значение, рассмотрим прежде всего те особенности структуры и типов деформации, которые оказывают влияние на уровень прочности (у-у' )-сплавов.

Свойства г'-фазы [NijAl, Ti)]

Структура и системы скольжения. Фаза NijAl обладает сверхструктурой типа CUjAu (Llj), которая сохраняет дальний порядок почти до самой точки плавления, т.е. почти до 1385 °С. Фаза существует в довольно узком концентрационном интервале, однако легирующие элементы могут свободно и в значительной степени замещать любой из ее компонентов. В частности, большинство сплавов на никелевой основе упрочняется выделениями у' -фазы, в которой до 60 % А1 замещено Ti и/или Nb.

Нелегированное соединение NijAl деформируется путем скольжения в системе {lll}-<110>. Выше 400 °С отчасти проявляется также скольжение по плоскостям {ЮО}, которое при 700 °С уже преобладает [13]. Кубическое скольжение можно предотвратить, если деформировать образцы кубической ориентации. Однако избежать скольжения в системе {Ш} не удается ни при какой ориентации образцов. При низких температурах скольжение вдоль плоскости {ill} чрезвычайно неравномерно, однако выше 400 °С оно и равномерное, и очень тонкое.

Дефекты упаковки. В структуре сущест-

вует три типа дефектов упаковки [14]: 1) дефекты упаковки в сверхрешетке (вычитания или внедрения); 2) антифазные границы и 3) комплексные дефекты упаковки.

В сверхструктуре дефекты упаковки внедрения (SI) и вычитания (SE) образуются в результате сдвиговых смещений 90

типа 1/3 <112> и 1/6 <112> по плоскостям {ill}. Они оказывают определяющее влияние на ползучесть сплава Маг-М200 при 760 °С [14]. Смещения типа а/2<110> по плоскостям {111} приводят к образованию дефектов упаковки типа антифазных границ (АРВ). Энергия последних должна быть выше, чем энергия дефектов упаковки внедрения или вычитания, поскольку у атомов в антифазных границах нарушено расположение ближайших соседей. Энергия АРБ чувствительна к ориентации кристалла, она минимальна для границы со сдвигами типа {111}а/2<112>. Комплексные дефекты упаковки (CF) можно рассматривать, как результат наложения антифазной границы и дефектов упаковки внедрения. Они сопрягаются со сверхструктурой Ы посредством сдвиговых смещений {111}а/6<112>.

Многочисленные дефекты упаковки, порождаемые в сплавах на никелевой основе, которые упрочняются когерентными выделениями, играют при деформировании основную роль. В следующем разделе будет показано, что в ряде моделей дисперсионного твердения можно ожидать очень сильной зависимости приведенного критического сопротивления сдвигу (CRSS) от энергии дефектов упаковки в решетке у'-фазы. Было показано, также, что у сплава МАР-М200 характеристики ползучести связаны с природой тех дефектов упаковки в частицах у'-фазы, которые порождаются дислокациями, рассекающими эти частицы [14].

Температурная зависимость текучести. И моно-, и поликристаллические образцы нелегированной у'-фазы от -196 до ~800°С проявляют поразительный обратимый [l5] прирост сопротивления пластическому течению. Как показано на рис.3.3, этот эффект сильно зависит от содержания алюминия [16]. У ряда других сверхрешеток, проявляющих умеренный прирост прочности в довольно узком интервале температур вблизи критической температуры упорядочения Т^., часто связывают этот прирост с температурнозависимым изменением степени порядка [17]. Однако у сверхрешеток соединений NijSij, COjTi, NijGe, NijGa, каждая из которых имеет структуру Llj, прирост прочности с температурой сравним с таковым у соединение NijAl [18]. У всех названных соединений изменение сопротивления, пластическому течению с температурой полностью обратимо. На сегодняшний день нет сообщений об использовании этой аномалии в поведении пре-



дела текучести у каких-либо соединений, кроме NijAl. Возможно, однако, что новые двухфазные сплавы, содержащие фазу типа j, вот-вот появятся.

300

100 -

к\,%1ат.] д 13,5 □ 24,1 о 24,7 25,3 ш 25,9 А 26,5


Рис.3.3. Температурная зависимость прироста сопротивления пластическому течению 71 -фазы (NijAl) при различном содержании А! [16]

1000 Т,К

Величина и температурный диапазон пиковых значений сопротивления пластическому течению у'-фазы может сместиться под влиянием легирования такими элементами, как титан, хром и ниобий (рис.3.4) [13]. Простой связи между величиной сопротивления течению и изменением температуры его пиковых значений нет. Например, и хром, и титан увеличивают температуру максимального сопротивления течению. Однако хром при низких температурах смягчает у'-фазу, в


Рис.3.4. Смещение пиковых уровней сопротивления пластическому течению у'-фазы при замене легирующей добавки [% (ат.)]:

1- 6Nbr 2- 10,5Ti-2Cr; 3- 10,5 Ti; 4- 2Cr; 5-NijAl

200 400 600 800 T.C

TO время как титан упрочняет ее. Под влиянием всех элементов, образующих в монокристаллах NijAl твердые растворы замещения (Мо, Та, Nb, Ti, W), приведенное критическое сопротивление сдвигу ъ системе (ill) [lOl] увеличивается, а в системе (001) [llO] - уменьщается по сравнению с таковым у бинарного соединения NijAl [19].

Располагая сведениями об этих важных объемных характр-ристиках у'-фазы, можно перейти к рассмотрению взаимодействия между скользящими дислокациями и вторичными выделениями у'-фазы, распределенными в сплаве.

Модели перерезания частицы

Общие замечания. К числу ответственных за упрочнение аустенитных суперсплавов когерентными частицами относят следующие факторы: 1) когерентные искажения; 2) различия в модуле упругости между упрочняющей частицей и матрицей; 3) упорядоченная структура частиц; 4) различия в энергии дефектов упаковки частицы и матрицы; 5) энергия, необходимая для создания дополнительной поверхности раздела между частицей и матрицей; 6) увеличение сопротивления деформации частиц с изменением температуры.

Применительно к любой отдельной системе можно рассмотреть несколько моделей. Однако теоретики рассматривают одновременно только одну модель, а затем, если необходимо, добавляют по одному прирост сопротивления сдвигу, вносимый каждым из отличающихся друг от друга механизмов. И все-таки в настоящее время считать основной вклад в упрочнение суперсплавов выделениями у'-фазы дают такие факторы, как когерентные искажения и упорядоченная структура частиц. Поэтому рассмотрим механизмы упрочнения, связанные только с этими факторами, а модель Орована -для обходного движения дислокаций, поскольку она ставит предел упрочнению, которого можно было бы достичь за счет других механизмов.

Не будем анализировать детально различные модели, предложенные для объяснения природы упрочнения, вызванного размерным несоответствием или установлением порядка. Вместо этого рассмотрим принципы, положенные в основу больщинства этих моделей. Трактовка твердорастворного упрочнения и упрочнения за счет дисперсионного твердения



1 2 3 4 5 6 7 ... 19