ТРИВАЛА МІЦНІСТЬ І ПОВЗУЧІСТЬ МОНОКРИСТАЛІВ

Ресурс роботи робочих лопаток турбіни ізЖНС вимірюється тисячами і десятками тисяч годин. В процесі роботи ЖНС постійно відчуває дії статичної складової експлуатаційних навантажень, викликаної відцентровими силами. При тривалому статичному навантаженні під дією високої температури в сплаві відбувається повільне накопичення пластичної деформації. Це явище називається ползучестью. Здатність матеріалів чинити опір руйнуванню при тривалому (кілька - сотні тисяч годин) статичному навантаженні називається довготривалу міцність.

Пластична деформація конструкційних сплавів при повзучості може відбуватися при напрузі, які в кілька разів менше межі текучості, що визначається при короткочасних випробуваннях. Це пояснюється тим, що термічні флуктуації енергії сприяють подоланню дислокациями активного опору решітки. Крім енергетичного фактора, на швидкість повзучості помітний вплив робить структурний фактор, який включає характеристики макро-, мікро- і тонкої структури сплаву. Так сплав в поликристаллическом стані значно поступається по тривалості на стадії сталої повзучості цього ж сплаву зі столбчатой структурою (рис. 5.12). Стовпчаста структура, в свою чергу, поступається по довговічності монокристаллической структурі. З точки зору довготривалої пластичності найбільш несприятлива полікрі- сталліческая структура, при якій відносна деформація зразків в 4-5 разів менше, ніж у зразків з столбчатой і монокристаллической структурами. Подібний характер кривих повзучості тісно пов'язаний межзеренного проскальзиваніем з механізмом високотемпературного руйнування жароміцних сплавів.

У сплавах з монокристаллической макроструктурою чітко проявляється кристалографічна анізотропія повзучості. Для більшості нікелевих жароміцних сплавів зразки з орієнтуванням <111> мають більш високу довговічність, ніж зразки з орієнтування <001> і <011> (рис. 5.13). Це пояснюється відмінністю значень напруг зсуву, наведених до діючої системи ковзання {111} <011>. В області помірно високих температур може спостерігатися інверсія довговічності орієнтувань <001> і <111> (рис. 5.14, а) у зв'язку зі створенням сприятливих умов для формування бар'єрів Кіра - Вільсдорф і розвитку ковзання в площині куба {001}. При подальшому збільшенні температури частка «кубічного» ковзання зменшується, і зразки з орієнтуванням <111> знову займають лідируюче положення по довговічності (рис. 5.14, б).

Криві повзучості сплаву MAR-M200 в різному структурному

Мал. 5.12. Криві повзучості сплаву MAR-M200 в різному структурному

стані:

1 - полікрісталлічсская макроструктура; 2 - спрямована макроструктура (столбчатая структура); 3 - монокрісгалліческая макроструктура (а = 206 МПа, Г = 982 ° С)

Криві повзучості монокристалів сплаву ЖС6Ф при Т = 1000 ° С і о = 140 МПа

Мал. 5.13. Криві повзучості монокристалів сплаву ЖС6Ф при Т = 1000 ° С і о = 140 МПа

Анізотропія повзучості монокристалів сплаву PWA 1480 в залежності від температури

Мал. 5.14. Анізотропія повзучості монокристалів сплаву PWA 1480 в залежності від температури: а-Т = 760 ° С, б-Т = 982 ° С

На ефекти анізотропії швидкості, повзучості монокристалів жароміцних нікелевих сплавів при температурах термоактивационного механізму руху дислокацій (вище 800 ° С) накладається ефект взаємодії рухомих дислокацій з когерентними частинками упрочняющей у'-фази.

При високій дисперсності частинок у'-фази, що рухаються дислокації легко їх огинають, і внесок в зміцнення сплаву надструктури интерметаллида Ni 3 Al знижується. В цьому випадку властивості сплаву в більшій мірі визначаються твердорастворним зміцненням нікелевої у'-матриці, додатково зміцненої частками другої фази за механізмом Орована. У міру збільшення розміру часток зміцнюючої у'-фази відбувається зміна механізму взаємодії дислокацій з у'-фазою, від огибания до перерізання, при цьому швидкість повзучості сплаву CMSX-2 знижується для монокристалів з орієнтуванням <001> і підвищується для монокристалів з орієнтуванням <111 > (рис. 5.15).

Ця особливість монокристалічного сплаву CMSX-2 обумовлена розвитком «кубічного» ковзання дислокацій в інтерметал Ліді №зА1, орієнтаційна залежність якого визначається величиною фактора Шміда для системи ковзання {001} <011>, що дорівнює для направлення <111> 0,471, в той час як для системи ковзання {111} <011> його значення становить 0,272.

При орієнтуванні <001>, «кубічні» системи ковзання не діють, тому що для них фактор Шміда дорівнює нулю.

Анізотропія повзучості монокристалів сплаву CMSX-2 при Т = 760 ° С, о = 750 МПа в залежності від середнього розміру часток у'-фази

Мал. 5.15. Анізотропія повзучості монокристалів сплаву CMSX-2 при Т = 760 ° С, о = 750 МПа в залежності від середнього розміру часток у'-фази: а - 0,23 мкм; б - 0,30 мкм; в - 0,45 мкм

Однією з основних характеристик повзучості є межа повзучості Оф - напруга, яке викликає за встановлений час т при заданій температурі Т певну деформацію повзучості е. Межі повзучості деяких жароміцних сплавів наведено в табл. 5.1.

Таблиця 5.1

Середні значення меж повзучості монокристалів нікелевих жароміцних сплавів

Л

про

про

КМО

сплав

Значення меж (МПа) за час, ч

10

100

500

1000

1000

<111>

ЖС32

295

230

190

170

<001>

330

210

145

-

900

<011>

ЖС6Ф

360

280

225

-

<1І>

395

300

245

-

Додатковою характеристикою повзучості матеріалу є відносне час накопичення деформації повзучості, яке виражається відношенням т !: / Т р , де т з - час до досягнення відносної деформації зразка с; т р - час до руйнування зразка. Це відношення характеризує частку тривалості первинної стадії повзучості в загальній довговічності зразка. Нижче наведені дані про відносне часу накопичення деформації повзучості т0,5 / т р для монокристалів жароміцного сплаву ЖС32 при температурі 1000 ° С:

<() ()!> ....................... 0,04

<111> ........................ 0,26

В якості основної характеристики тривалої міцності конструкційних матеріалів використовують межа тривалої міцності a [ / t - максимальна напруга, що викликає руйнування за певний час х р при фіксованій температурі Т. Аналогічно характеристикам повзучості макроструктура жароміцних сплавів справляє помітний вплив на тривалу міцність.

Збільшення кількості у'-фази і поліпшення її морфології в сплаві ЖС36-ВІ привели до значного зростання тривалої міцності сплаву (рис. 5.16). У міру збільшення розміру часток зміцнюючої у'-фази відбувається зміна механізму взаємодії дислокацій з у'-фазою, при цьому швидкість повзучості зростає. Під дією високих температур і напружень в монокристаллическом сплаві відбувається зрощування частинок у'-фази і утворення рафт-структури, із зростанням напруги вона огрубляется і спотворюється (рис. 5.17).

Вплив розміру частинок у'-фази на тривалу міцність сплаву ЖС36-ВІ при Т = 975 ° С (середні значення)

Мал. 5.16. Вплив розміру частинок у'-фази на тривалу міцність сплаву ЖС36-ВІ при Т = 975 ° С (середні значення):

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

Основу рафт-структури утворює грубозерниста у'-фаза, яка містить прошарку у-твердого розчину. На кордоні у / у 'спостерігаються дислокаційні сітки. Кристалографічна орієнтування монокристалла ЖС36-ВІ [001] уздовж осі розтягування не порушується аж до руйнування, спостерігаються лише локальні азимутальні розвороти ділянок у / у 'на не більше ніж 5 °.

Формування такої структури зумовлено перерозподілом легуючих елементів в матриці (у-фаза) під дією напружень, збагаченням граней кубоідной у'-фази, паралельних осі розтягування, у'-утворюють елементами сплаву. Рушійною силою такого зміни морфології у / у'-структури під впливом температури і напружень є невідповідність параметрів решіток і модулів пружності у- і у'-фаз. Виникла рафт-структура є бар'єром для переміщення дислокацій і розвитку повзучості в напрямку напруг, що розтягують і в основному буде визначати довговічність лопаток в процесі експлуатації.

Рафт-структура сплаву ЖС36-ВІ [001] в поздовжньому перетині зразка після випробувань на тривалу міцність при Т = 975 ° С

Мал. 5.17. Рафт-структура сплаву ЖС36-ВІ [001] в поздовжньому перетині зразка після випробувань на тривалу міцність при Т = 975 ° С: а - а = 300 МПа; б - а = 340 МПа

Для сплаву ЖС36-ВІ [001J отримана залежність тривалої міцності (а) від параметра Ларсена - Міллера ( Р ) (рис. 5.18). На підставі параметричної залежності а ( Р ) проведена оцінка середніх значень тривалої міцності сплаву при 900, 1000, 1100, 1200 ° С і ресурсі до 1000 год (табл. 5.2). Для порівняння в табл. 5.2 зроблено зіставлення по тривалій міцності з жароміцних ренійсодержащімі сплавами ЖС32-ВІ, ЖС47-ВІ, ЖС49-ВІ, CMSX-4 і CMSX-10. За рівнем тривалої міцності сплав ЖС36-ВІ [001] істотно перевершує відомий зарубіжний сплав 2-го покоління CMSX-4 і сплав ЖС32-ВІ.

Залежність тривалої міцності (сг) від параметра Ларсена - Міллера ( Р ) для монокристалічного сплаву ЖС36-ВІ [001]

Мал. 5.18. Залежність тривалої міцності (сг) від параметра Ларсена - Міллера ( Р ) для монокристалічного сплаву ЖС36-ВІ [001]

Таблиця 5.2

Тривала міцність монокристалічних ренійсодержащіх сплавів з кристаллографической орієнтацією [0011 (розрахункові дані)

сплав

_900 ° 100

_900 ° тисяча

_1000 а 100

_ 1000 ° 1000

_1100 а 100

_ 1100 ° 1000

_1200 а 100

МПа

ЖС36-ВІ

450

360

320

240

200

160

130

ЖС32-ВІ

463

326

236

153

111

80

-

ЖС47-ВІ

590

430

330

220

170

-

-

ЖС49-ВІ

650

-

360

-

200

-

-

CMSX-4

519

362

260

163

137

-

-

CMSX-10

-

-

292

185

-

-

-

Жароміцні сплави з монокристаллической макроструктурою перевершують по тривалій міцності сплави з спрямованої макроструктурою завдяки повній відсутності кордонів зерен. При аналізі даних про довготривалу міцність монокристалів жароміцних сплавів на нікелевій основі можна виділити ряд загальних закономірностей. Максимальна анізотропія границь довготривалої міцності в кристалографічних напрямках [001] і [111] спостерігається при температурі 1000 ° С (табл. 5.3). Межа тривалої міцності в кристалографічному напрямку [111] вище, ніж в напрямку [001]. У кристалографічному напрямку [011] межа тривалої міцності нижче, ніж в напрямку [111] в середньому в 0,91 раз для сплаву ЖС32-ВІ.

Таблиця 5.3

Анізотропія границь довготривалої міцності монокристалів сплаву ЖС32-ВІ при різних температурах

т, ° з

кристалографічна

Значення меж а, * (МПа) за час, ч

орієнтація [ІКГ]

100

500

1000

900

[001]

496/459

380/350

337/309

[111]

502/431

396/337

357/302

[001]

258/242

190/178

166/155

1000

[011]

249/219

180/156

155/133

[111]

285/256

222/198

198/175

[001]

128/119

90/84

77/71

1100

[011]

116/98

76/63

63/52

[111]

132/115

96/83

83/71

* Чисельник - середні значення, знаменник - мінімальні значення.

Тривала міцність сплаву ЖС36-ВІ [001] пріразлічнихтемпе- ратуре і напружених показана на рис. 5.19. Видно, що при Т = 975 ° С і а = 340 ... 360 МПа час до руйнування (т р ) більше 40 год. Тривала міцність зразків зі сплаву ЖС36-ВІ значно вище тривалої міцності зразків сплаву ЖС32-ВІ.

Завдання прогнозування характеристик жароміцності зводиться до пошуку залежностей, що дозволяють розраховувати межа тривалої міцності, межа повзучості, довговічність і іншого для довільної орієнтування сплаву в певному інтервалі температур. Для опису тимчасових температурно-силових характеристик тривалої міцності зручно використовувати комбіновані експоненціально-показові функції:

де т - час до руйнування, або час накопичення заданої величини деформації повзучості, ч; ?, Т, у - коефіцієнти, що враховують індивідуальні особливості матеріалу і фізичні закономірності процесу; про - напруга, МПа; R - універсальна газова постійна; Т - абсолютна температура, К.

Тривала міцність сплаву ЖС36-В І [001] (т  - середній час до руйнування) при різних температурах і напругах

Мал. 5.19. Тривала міцність сплаву ЖС36-В І [001] (т р - середній час до руйнування) при різних температурах і напругах:

I - Т = 975 ° С, ст = 300 МПа; 2 - Т = 975 ° С, ст = 340 МПа;

  • 3 Г = 975 ° С, ст = 360 МПа; 4 - Т = 900 ° С, а = 475 МПа;
  • 5 - Т = 800 ° С, о = 725 МПа; 6 - Т = 700 ° С, <у = 885 МПа
 
Переглянути оригінал
< Попер   ЗМІСТ   ОРИГІНАЛ   Наст >