МІЦНІСТЬ МОНОКРИСТАЛІЧНИХ НІКЕЛЕВИХ СПЛАВІВ

Короткочасні механічні властивості

Залежність механічних властивостей монокристалів від і кристаллографической орієнтування пов'язана з реалізацією конкретних механізмів деформаційного зміцнення. Можливі зміни механізму зміцнення, викликані такими факторами, як температура, розмір часток зміцнюючої у'-фази, їх об'ємна частка і пружні поля спотворень на кордоні у- і у'-фаз, ускладнюють можливість прогнозування орієнтаційної залежності механічних властивостей.

Характер діаграм деформації монокристалів жароміцних сплавів (рис. 5.1) залежить як від температури випробування, так і від КМО зразків.

Найбільшу пластичність як при нормальній, так і при високих температурах мають монокристали з орієнтуванням <011>, а найменшу - з орієнтуванням <111>. Це пов'язано з тим, що у кристалів з орієнтуванням поблизу кута <011> умови для активації дислокацій у вторинних системах ковзання реалізуються при більш високих ступенях деформації. Тому у зразків з такою орієнтуванням спостерігається тривала стадія легкого ковзання.

При розташуванні КМО осі зразка поблизу кута <111> вже при малих ступенях деформації створюються умови для одночасної взаємодії дислокацій первинної системи ковзання з дислокаціями декількох вторинних систем. Це призводить до того, що вже на початку пластичної деформації щільність дислокаційних бар'єрів досить висока і деформує напруга зростає набагато швидше. Тому у зразків з орієнтуванням <111> стадія легкого ковзання дуже коротка або зовсім відсутній.

Діаграми деформації монокристалів нікелевих жароміцних нікелевих жароміцних сплавів в координатах «чинне напруга про - поздовжня деформація б»

Мал. 5.1. Діаграми деформації монокристалів нікелевих жароміцних нікелевих жароміцних сплавів в координатах «чинне напруга про - поздовжня деформація б»: а - сплав ЖС6Ф, 20 ° С; б - ЖС6Ф, 950 ° С

Зі збільшенням температури криві напруга - деформація приймають форму параболи, зуб плинності зникає і з'являється стадія разупрочнения, яка характеризується збільшенням деформації і зменшенням напруги. Як показують численні експериментальні дані, короткочасні механічні властивості істотно анізотропні аж до температури 800-900 ° С (рис. 5.2), після якої починається різке разупрочнение сплаву.

Для більшості монокристалів углеродосодержащих жароміцних сплавів орієнтаційна залежність короткочасних властивостей характеризується перевагою орієнтування <111> над іншими кристалографічними напрямками. Це перевага найпомітніше в області низьких температур (до 700 ° С). В області високих температур по міцності частіше лідирує напрямок <111>, хоча бувають і винятки (рис. 5.2, а), коли найбільша міцність спостерігається в напрямку <001>.

Пластичність даних сплавів також залежить від КМО (докладніше про це йшлося вище) і переважно зростає в області високих температур.

Для безуглеродістих сплавів характерна більш висока пластичність і при високих температурах, через відсутність карбідного каркаса, <111> втрачає лідируючу позицію. Її місце займає кристалографічної напрям <001>. Це пояснюється схильністю даних сплавів до розвитку деформації в кубічної системі ковзання.

Температурно-орієнтаційна залежність короткочасної міцності і пластичності монокристалів жароміцних сплавів ЖС6Ф ( а) і ЖС40 ( б )

Мал. 5.2. Температурно-орієнтаційна залежність короткочасної міцності і пластичності монокристалів жароміцних сплавів ЖС6Ф ( а) і ЖС40 ( б ),

АМ-1 (< в ), PWA-1480 (г)

Експериментальні дані щодо впливу температури на механічні властивості монокристалічного безуглеродістого сплаву ЖС36-ВІ після стандартної термообробки наведені на рис. 5.3.

Короткочасні механічні властивості монокристалів сплаву ЖС36-ВІ [001] в залежності від температури випробувань (середні значення)

Мал. 5.3. Короткочасні механічні властивості монокристалів сплаву ЖС36-ВІ [001] в залежності від температури випробувань (середні значення)

До Т = 750 ° С відбувається незначне зниження міцності властивостей і збільшення пластичності. В інтервалі температур 750- 900 ° С спостерігається аномалія механічних властивостей, яка полягає в тому, що межа плинності і межа міцності не падають, як зазвичай, з ростом температури, а підвищуються до досягнення значення температури 900 ° С. Ця аномальна залежність визначається дислокаційний механізмом пластичної деформації інтерме- талліда Ni 3 Al (у'-фази), який вирізняється при підвищених температурах від механізму деформації невпорядкованого твердого розчину на основі нікелю (у-фази). Наявність заблокованих сверхдислокации в області аномального ходу а в (Т) і ст 02 (Т) і зміна октаедричного ковзання кубічним при переході через температуру піку супроводжують немонотонний хід деформаційних характеристик. Подальше разупрочнение сплаву з підвищенням температури пов'язано з розчиненням у'-фази.

І нформация про структуру сплаву в деформованої зоні зразків представлена на рис. 5.4. Плоскі заготовки для тонкої фольги вирізалися перпендикулярно поздовжньої осі зразків з КМО [001]. В ході проведеного дослідження не виявлено принципових відмінностей основної (у + у ') - структурної складової сплаву, деформованого при температурах 20 і 700 ° С, для якої характерні:

  • • збереження в більшій частині обсягу сплаву досить правильної кубовидної форми частинок у'-фази (рис. 5.4, а);
  • • локалізація деформаційних процесів переважно в тонких прошарках у-фази, тоді як щільність дефектів у у'-частинках відносно невелика (рис. 5.4, б).
Тонка структура сплаву ЖС36-ВІ +1001] після деформації при 20 ° С (я) і 700 ° С ( б)

Мал. 5.4. Тонка структура сплаву ЖС36-ВІ +1001] після деформації при 20 ° С (я) і 700 ° С ( б)

Для зон активної пластичної деформації зразків ЖС36-ВІ при 1000 ° С типовим є переважання зсувних процесів в одній з орієнтації у-прослоск і «вибудовування» цих прошарків у відносно протяжні (в порівнянні з розміром частинок у'-фази) безперервні лінії, в той час як протяжність другої з наявних на електронно-мікроскопічних зображеннях орієнтації у-прошарків зберігає зв'язок з індивідуальними у'-частинками, і, мабуть, в ході пластичної деформації вони має тенденцію до руйнування (рис. 5.5), тобто відбувається про азованіе рафт-структури при високотемпературної деформації. Спостерігається дислокаційний ковзання в частинках упрочняющей у'-фази і відбувається зміна механізму ковзання (рис. 5.6).

Спостерігалися електроннограмми, отримані при вивченні КМО сплаву ЖС36-ВІ в робочих зонах досліджених зразків після розтягування, завжди містили рефлекси зони [001] і близьких до неї зон, що свідчить про відсутність суттєвих відхилень вихідної орієнтації поздовжньої осі вивчених зразків від напрямку [001].

Тонка структура сплаву ЖС36-ВІ [001] після деформації при 1000 ° С

Мал. 5.5. Тонка структура сплаву ЖС36-ВІ [001] після деформації при 1000 ° С

(Подовжній перетин)

Тонка структура сплаву ЖС36-ВІ [001] після деформації при 1000 ° С

Мал. 5.6. Тонка структура сплаву ЖС36-ВІ [001] після деформації при 1000 ° С

(поперечний переріз)

Досліджено вплив розміру у'-фази на властивості монокристалів лического сплаву ЖС36-ВІ при Т = 20 ° С (рис. 5.7). Отримані діаграми свідчать про те, що зменшення розміру упрочняющей у'-фази, регульованої термічною обробкою металу, призвело до значного зростання таких характеристик, як тимчасовий опір розриву (ст в ) і умовний межа плинності (а 0 2 ), а пластичність (8) зменшилася.

Вплив розміру частинок у'-фази на механічні властивості при Т = 20 ° С

Мал. 5.7. Вплив розміру частинок у'-фази на механічні властивості при Т = 20 ° С

(Середні значення):

I - розмір у'-фази близько 1 мкм; 2 - розмір у'-фази порядку 0,35 мкм

Прогнозування орієнтаційної залежності короткочасної міцності монокристалів виконується з використанням закону Боаса - Шміда. Залежність для розрахунку шуканої характеристики можна представити у вигляді

о = т М,

де т - критичне напруження зсуву, наведене до діючої системи ковзання; М - орієнтаційний фактор Тейлора. Експериментальні дані підтверджують наявність тісного кореляційного зв'язку між характеристиками короткочасної міцності при кімнатній температурі і орієнтаційний фактором Тейлора для системи легкого ковзання {111} <011> (рис. 5.8).

Залежність умовної межі текучості (а) і тимчасового опору (б) монокристалів сплаву ЖС6У-ВІ при кімнатній температурі від орієнтаційної чинника Тейлора

Мал. 5.8. Залежність умовної межі текучості (а) і тимчасового опору (б) монокристалів сплаву ЖС6У-ВІ при кімнатній температурі від орієнтаційної чинника Тейлора

При кімнатній температурі і нижче її закон Шміда виконується з високою точністю. У міру підвищення температури активізуються термічно активуються механізми пластичної деформації. Внаслідок цього спостерігаються відхилення від закону Шміда, т. Е. Величина критичного наведеної напруги зсуву набуває орієнтаційну залежність.

На рис. 5.9 видно, що пік розчинення у'-фази при 874 ° С пов'язаний з максимумом межі міцності і пластичності сплаву і зміною механізму дислокационного ковзання. Подальше разупрочнение і зростання пластичності сплаву вище 1000 ° С пов'язані з процесами розчинення у'-фази. Такий же характер зміни властивостей міцності (ст 02 , 8) і ДСК в залежності від температури спостерігається і в сплаві ЖС32-ВІ.

На рис. 5.10 показано зміна а "і 8ЖНСЖС32-ВІ іЖСЗб-ВІ в залежності від температури випробувань. Видно, що при Т> 900 ° С безуглеродістий монокристаллический сплав ЖС36-ВІ другого покоління володіє вищими властивостями міцності і пластичністю, ніж сплав ЖС32-ВІ. Зміна міцності властивостей в сплавах відбувається синхронно з усередненими даними за кількістю зміцнюючої у'-фази в сплавах ЖС32-ВІ і ЖС36-ВІ (рис. 5.11).

Калориметрические ефекти (а) і зміна механічних властивостей (б)

Мал. 5.9. Калориметрические ефекти (а) і зміна механічних властивостей (б)

при нагріванні сплаву ЖС36-ВІ

Температурна залежність межі міцності (а  ) і пластичності (б) сплавів ЖС32-ВІ і ЖС36-ВІ

Мал. 5.10. Температурна залежність межі міцності (а в ) і пластичності (б) сплавів ЖС32-ВІ і ЖС36-ВІ

Температурна залежність зміни усередненого кількості у'-фази в сплавах ЖС36-ВІ (О) і ЖС32-ВІ (х)

Мал. 5.11. Температурна залежність зміни усередненого кількості у'-фази в сплавах ЖС36-ВІ (О) і ЖС32-ВІ (х)

 
Переглянути оригінал
< Попер   ЗМІСТ   ОРИГІНАЛ   Наст >