Жароміцність та жароміцні металеві матеріали

Визначення і загальна характеристика

ЖАРОМІ́ЦНІСТЬ ТА ЖАРОМІЦНІ́ МЕТАЛЕ́ВІ МАТЕРІА́ЛИ Твердим тілам властиве зміцнюва­н­ня під час процесу пластич. деформації. Існує твердже­н­ня, що при по­стій. т-рі прикладеному напружен­ню від­повід­ає певна величина пластич. деформації, яка не­змін­на з часом. На­справді це закономірно лише при малих від­різках часу. Триваліше витримува­н­ня при по­стій. т-рі та напружен­ні призводить до зро­ста­н­ня пластич. деформації. Такий процес пластич. деформації на­звано повзучістю. Доведено, що руйнува­н­ня кон­струкції від­бувається навіть при під­триман­ні тривалий час напруже­н­ня значно меншого, ніж звичайна межа міцності. Особливо цей ефект помітний при під­вищених т-рах. Хоча явище повзучості властиве всім твердим матеріалам, однак найбільший інтерес становить ви­вче­н­ня його закономірностей саме у металів і сплавів у звʼязку з широким викори­ста­н­ням їх в механізмах і кон­струкціях, які працють при під­вищених т-рах. Оскільки повзучість є небажаною для без­печ. роботи метал. кон­струкцій, для праце­здатності металів і сплавів при під­вищених т-рах введено поня­т­тя «жароміцність» (Ж.) — здатність кон­струкц. матеріалів витримувати напруже­н­ня при під­вищених т-рах без руйнува­н­ня. Напр., σ⁷⁰⁰₁₀₀ = 400 МПа означає, що матеріал під дією навантаже­н­ня 400 МПа не зруйнується протягом 100 год. екс­плуатації при т-рі 700 °С. За­значену характеристику часто називають границею тривалої міцності. Для деяких кон­струкцій, зокрема лопаток газових турбін, досить важливо, щоб протягом екс­плуатації не від­булася значна пластична деформація. Для опису цього ефекту введено поня­т­тя умов. тех. границі повзучості. σ_о,2/100 = 300 МПа показує, що видовже­н­ня матеріалу під дією навантаже­н­ня 300 МПа за 100 год. екс­плуатації не пере­вищить 0,2 %. За законами фізики, границі повзучості не існує, оскільки повзучість можлива при досить малих s протягом тривалого часу. Всі кон­струкційні жароміцні метал. матеріали (ЖММ) повин­ні мати малу швидкість повзучості. Під час прикла­да­н­ня навантаже­н­ня до метал. матеріалу (при по­стій. напружен­ні та т-рі) від­бувається мит­тєва деформація, як і при звичай. роз­тягнен­ні. Згодом деформація буде роз­виватися за законам повзучості. На першій стадії кривої повзучості приріст деформації в часі, або швидкість повзучості, зменшується, на другій стадії швидкість повзучості залишається по­стійною, на третій — зро­стає. Швидкість повзучості на усталеній стадії ε і час до руйнува­н­ня D, або довгочасність, — важливі характеристики повзучості. Загалом, чим менша , тим більший час до руйнува­н­ня. Виняток складають складнолеговані сплави. У деяких пром. кон­струкціях правилами екс­плуатації закладено обмеже­н­ня в швидкості повзучості. Напр., для канал. труб реакторів РБМК швидкість усталеної повзучості за час екс­плуатації не повин­на пере­вищувати 10^-10с^-1, що забезпечує без­аварій. 30-річ. термін служби. Швидкість повзучості матеріалів об­умовлена т-рою, напруже­н­ням (або навантаже­н­ням) і структурою. Залежність швидкості повзучості від температури може бути сформульована рівня­н­ням Больцмана , де Q_n — енергія активації повзучості, k — стала Больцмана, Т — т-ра. Для опису існує декілька рівнянь. Матеріало­знавці здійснюють пошуки єдиного рівня­н­ня, яким можна було б описувати залежність від σ у широкому інтервалі напружень. Одне з них — рівня­н­ня гіперболіч. синуса . При серед. і високих напруже­н­нях залежність від σ описують рівня­н­ням ехр(ασ/ kT). Ці рівня­н­ня доречні в тому випадку, якщо в напів­логарифміч. координатах залежність ε від σ виражена прямою лінією. Екс­периментально цього не завжди вдається досягти. Як правило, екс­периментал. дані отримують в обмеженому інтервалі напруже­н­ня, для якого залежність від σ зручно характеризувати у ви­гляді степеневої залежності . Показник ступеня n від­ображає чутливість швидкості повзучості до напруже­н­ня. Степенева залежність роз­криває також дію різних механізмів, які контролюють швидкість повзучості, та до­зволяє ви­значити ділянки т-р і напруже­н­ня, в яких матеріал буде мати високі жароміцні властивості. Екс­периментал. залежність від σ і Т від­ображають формулою де А — коефіцієнт, який враховує в неяв. ви­гляді вплив структури на величину . Рівня­н­ня повзучості можна окреслити й теоретично. Певне по­єд­на­н­ня значень енергії активації повзучості Qn і показника ступеня n у рівнян­ні повзучості від­повід­ає певному механізму знеміцнюва­н­ня (поверне­н­ня), яке контролює швидкість повзучості. Повзучість на ділянці т-р, де Qn < Qс, називають низькотемператур. повзучістю. Показник ступеня n у чистих металів там становить 7–9, а у складнолегованих сплавів може досягати 30–40. Припускають, що механізмом, який контролює e›, на ділянці т-р є обхід перешкод шляхом попереч. ковзання гвинт. дислокацій. Ділянку т-р, де Qn ≥ Qс, вважають ділянкою високотемператур. повзучості. На ній показник ступеня n змінюється від 3 до 5, а механізмом, який контролює величину , є пере­повза­н­ня кра­йових дис­локацій (механізм Віртмана). У більшості металів і сплавів температура, при якій починається високотемпературна повзучість (Qn = Qс), при­близно дорівнює 0,5Тпл. Ця температура є температур. порогом, вище якого матеріал втрачає Ж. Однак вона може коливатися залежно від дифуз. рухливості атомів у кри­сталіч. решітці матеріалу. Тому ділянку робочих т-р жароміц. сплавів ви­значають за рівнем дифуз. рухливості атомів або коефіцієнтом дифузії. У ЖММ при робочих т-рах коефіцієнт дифузії не пере­вищує 10^-13 см²/с. Якщо Qn = Qс, а n = 1, від­бувається дифуз. повзучість, об­умовлена направленим пере­міще­н­ням вакансій під дією прикладеного напруже­н­ня. Вона починається при­близно з 0,7 Тпл. Для точнішої класифікації необхідно враховувати структурні зміни, оскільки дифуз. повзучість з параметрами Qn = Qс, n = 1 може від­буватися за механізмами Набар­ро–Гер­рінґа (дифузія обʼємом зерна), Кобла (дифузія вздовж границь зерен) і Гарпера–Дорна (пере­повза­н­ня кра­йових дис­локацій в умовах низьких напружень). Існує значна кількість фіз. теорій повзучості у певних температурно-силових умовах. Найбільше ви­зна­н­ня отримала теорія повзучості з поверне­н­ням. Згідно з нею для поясне­н­ня стадійності кривої повзучості потрібно допустити, що поряд з процесами деформац. зміцне­н­ня повин­ні одночасно від­буватися процеси знеміцне­н­ня (поверне­н­ня). На усталеній стадії повзучості на­стає рівновага між процесами деформац. зміцне­н­ня та знеміцне­н­ня (, де r — швидкість поверне­н­ня, h — швидкість деформац. зміцне­н­ня, або ; через густину дис­локації — = (dρ/dt)/(dr/dε), де ρ — густина дис­локації). Взаємозвʼязок між величиною і дис­локац. структурою використовують для суб­структур. зміцне­н­ня матеріалів. Для цього методом поперед. деформува­н­ня та на­ступ. від­палу при високих т-рах створюють дис­локац. структуру з певним роз­міром субзерен і кутів дезорієнтації між ними, яка надає під­вищений опір повзучості при низьких т-рах. Залежність від мікро­структури S є дуже склад. функцією, оскільки сама мікро­структура залежить від багатьох параметрів. Загалом , де δ0 — первин. роз­мір субзерна, ρ0 — початк. густина дис­локації,  — серед. кут дезорієнтації між субзернами, F(w) — функція роз­поділу кутів дезорієнтації. Створе­н­ня полігонал. або комірк. структури під­вищує опір повзучості при низьких т-рах, проте мало зсовує температурну ділянку Ж. матеріалів у напрямі вищих т-р. Значно впливає на зміще­н­ня температур. ділянки Ж. матеріалів енергія дефектів пакува­н­ня. Оскільки роз­щепленим дис­локаціям властиве пере­повза­н­ня без поперед. локал. рекомбінації часткових дис­локацій, кількість вакансій, необхідна для проходже­н­ня процесу пере­повза­н­ня, повин­на бути пропорційна ширині роз­щепле­н­ня. Тому для металів з низькою енергією дефектів пакува­н­ня для того, щоб термічно рівновагова концентрація вакансій змогла забезпечити екс­периментально вимірну швидкість пере­повза­н­ня, необхідна вища т-ра. Зменше­н­ня енергії дефектів пакува­н­ня зміщує температуру, при якій починається високотемпературна повзучість. Ефект впливу енергії дефектів пакува­н­ня використовують під час створе­н­ня нових жароміц. кон­струкц. сплавів. Оскільки величина e› здебільшого залежить від швидкості поверне­н­ня, під­вище­н­ня опору повзучості матеріалів і, від­повід­но, покраще­н­ня Ж. забезпечують методами зниже­н­ня дифуз. рухливості атомів і посиле­н­ня між­атом. звʼязків. Найбільшу Ж. мають матеріали з ковалент. типом звʼязку, а при метал. типові звʼязку — матеріали з щільним пакува­н­ням атомів. Під­вищен­ню Ж. також сприяє висока температура плавле­н­ня, висока валентність металу, великий модуль пружності. Найбільша робоча температура — у тугоплав. металів Мо, W, Nb, Та. Проте, як і всі чисті метали, вони не мають до­стат. рівня довготривалої міцності при високих т-рах, і для під­вище­н­ня міцності їх необхідно легувати. Серед осн. принципів під­вище­н­ня Ж. сплавів — твердорозчин­не зміцнюва­н­ня та створе­н­ня оптимал. двофаз. структури. Сучасні сплави на основі тугоплав. металів можуть працювати при т-рі до 2000 °С. Однак за­стосува­н­ня їх у реал. пром. установках обмежене швидким окиснюва­н­ням на повітрі та під­вищеною схильністю до крихкого руйнува­н­ня при кімнат. т-рі. У сучас. високотемператур. пром. установках пере­важно використовують сплави на основі заліза та нікелю. Складнолеговані перлітні, мартенситні й аустенітні сталі зміцнюють в основному утворе­н­ням у них карбід. та інтерметалід. фаз. Макс. температура за­стосува­н­ня таких жароміц. сплавів заліза обмежена швидкістю дифузії компонентів, які входять в зміцнювал. фазу. Ж. існуючих жароміц. сплавів істотно під­вищують введе­н­ням плавил.-металург. методами дис­перс. частин (нітридів, карбідів, боридів, оксидів ін. металів). У перших жароміц. нікелевих сплавах типу Німонік зміцне­н­ня створювали внаслідок когерентної з матрицею інтерметалід. фази Ni₃(Ti, AI). Подальше під­вище­н­ня гранич. температури Ж. досягнуто шляхом оптимізації роз­мірів когерент. частинок, збільше­н­ня їх вмісту в сплаві, а також легува­н­ням такими хім. елементами, як W, Мо, В. Унаслідок створе­н­ня литих сплавів з направленою кри­сталізацією (марки DS Маr М002, DS Mar М200, IN 100) робочу температуру сплавів під­вищено до 950 °С. Оскільки в полікри­сталіч. матеріалах при високих т-рах роз­вивається при­скорена деформація шляхом проковзува­н­ням по межі зерен, створе­н­ня монокри­сталіч. сплавів (марки SRR 99) при­звело до усуне­н­ня цього явища та під­вище­н­ня температури Ж. до 1000–1100 °С. За­стосува­н­ня сплавів, зміцнених дис­перс. виділе­н­нями типу оксиду Y₂О₃ (ODS-сплави), об­умовило подальше під­вище­н­ня температури Ж.

Літ.: Качанов Л. М. Некоторые во­просы теории ползучести. Москва, 1949; Мак Лин Д. Механические свойства метал­лов / Пер. с англ. Москва, 1965; Гарофало Ф. Законы ползучести и длительной прочности метал­лов / Пер. с англ. Москва, 1968; Иванова B. C., Гордиенко Л. К., Фридман З. Г. Легирование и свойства жаро­прочных сплавов. Москва, 1971; Трефилов В. И., Мильман Ю. В., Фирстов C. A. Физические основы прочности тугоплавких метал­лов. К., 1975; Окраинец П. Н., Пищак В. К. О границах высокотемпературной области ползучести метал­лов с ГЦК решеткой // УФЖ. 1985. Т. 30, № 9; Пуарье Ж.-П. Ползучесть кри­стал­лов / Пер. с франц. Москва, 1988; Масленков С. Б., Масленкова Е. А. Стали и сплавы для высоких температур: Справоч. Москва, 1991.

В. K. Піщак

Завантажити статтю