симс (Симс Ч.Т., Норман С.С., Уильям С.Х., - 1995 Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. Том 1), страница 16

Уровень прочности промышленных суперсплавов формируется благодаря совместному действию раэличнык механизмов упрочнения, которое обусловлено ролью элементов, присутствующих в твердом растворе, частвц и границ зерен. Иногда для дополнятельного упрочнения пользуются термомеханнческой обработкой, обеспечивающей повышение плотности дислокайий и формирование дислокапяонной субструктуры.

Для некоторых сплавов благоприятным оказынается также композитное упрочнение (примером служат суперсплавы, армированные пронолокой, и направленно-закристаллиэованные эвтектики). Обычно счвтают, что механизмы упрочнения действуют независимо друг от друга и аддитивно, хотя я сохраняется некоторая противоречявость по поводу путей ик совместного использования. В рамках задач настоящей главы будем считать механизмы упрочнения практически независимыми друг от друга.

Сначала рассмотрим низкотемпературиос кратковременное упрочнение, а затем обсудям факторы, влиявшие на характеристики ползтчести. 3.1. Факторы, контролирующие поведение сплавов в условиях растяжения Твердорастворное улроинение (3.1) г = 2сгсс, где сг — модуль сдвига, с — степень . размерного несоответствия (или искажение), а с — концентрация растворенных атомов. Искажение, порождаемое различием Ьа между параметром кристаллической решетки чисхой махрицы а, и а— параметром решехки растворенного ахома, есть (3.2) с = (1/с)(Ьа/ае). К сожалению, уравнение (3.1) дает завышенные оценки твердорастворного упрочнения. Между напряжением течения и изменением параметра решехки любого бинарного твердого раствора (рис.3.1) сушесхвуех линейная зависимость.

В то же время, как показали Пелу и Грант 121, изменение предела хекучести различных бинарных растворов на никелевой основе не является функцией только параметра решетки, но зависих непосредсхвенно ох положения растворенного элеменха в Периодической системе Менделеева. Символом Фг обозначено количество электронных вакансий в третьей злекхронной оболочке у элементов первого длинного периода.

Для одного и того же уровня искажений кристаллической решетки упрочнение хем выше, чем больше различаются по 70 При анализе твердорастворного упрочнения удобно рассмохреть несколько хеорий текучести в терминах влияния растворенных злеменхов на различные физические или крисхаллографические характерисхики, например на параметр крисхаллической решехки и модуль упругости.

Раз.мерное несоответствие Согласно выводам Мотта н Набарро 111 и твердорастворное упрочнение, и дисперсионное твердение можно объяснить действием внутренних напряжений, возникших в результахе внедрения в упругую матрицу либо растворенных ахомов, либо часхиц второй фазы. В соответствии с зхой моделью предел текучесхи х разбавленного хвердого раствора можно выразихь как 84 б б 70 е17 ю~, дб ,г Сг ° О, " г,б мэ й чч ° сэ ы 7,77 т ч сг;мэмз гэ сэ и ббб Дбэ" йббйбб 2,бб 7,77 0,ббпр, б Ц005 0,070 0075 ббгбба Рис.зд, Влияние изменений параметра решетки на сопротивление пластическому мчению у сплавов никеля 121 Рис.32.

Влияние различий в валентности на упрочнение у сплавов никеля (7Чг — количество электронных вакансий растворяемого элемента 121 13!) 85 валентности растворитель и растворенный элемент (рис.3.2). Упрочняющее влияние легирующих элементов сохраняется по крайней мере до 815 оС [2[. Фляйшер [41 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 [51 имеются сведения о корреляции между количеством электронных вакансий Х, и энергией дефектов упаковки. К числу элементов, образующих т-твердый раствор, повидимому, следует отнести А), Ре, Тз, Сг, зт', Со и Мо. Отличие этих элементов от никеля по атомному диаметру колеблется от +1% для Со до +13% для Ът'.

Было показано [31, что упрочнение аустенитной фазы, химический состав которой представлен в табл.3.1, будет наиболее мощным при легировании алюминием, вольфрамом, молибденом, хромом и наименее заметным при легивовании 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 о'-фазы (см.гл.8). Несоответствие людулей 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 н содержанке рнс.3.1 резко раезодятся в отношсннн унрочнявшего нлняння тнтана. Прим, нерее. 06 Т а б л н н а 3.1. Твсрдорастворное уврочнснвс т-фазы нвкслсвык сплавов ~4) Растворенный элемент Содержание в 3'-фазе, % (но массе) Измснснне ее ь» Измененне сонротнвлснвя теченно, 6,97 МПа дислокацией выражается как Еп = Ос ' ЬзЯз/блгз (3.3) где с' = е /(1 + !с !/2), е = (1/О)(дБ/йс). (3.4) Сов иестное влияние ото.иных размеров и ли7дулей 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 (3.5) Е = (ОЬз/120) ( с ' — ас (, где а = +16 для краевой и а = 3 для винтовой дислокаций. Здесь знак минус характеризует взаимодейс*вне краевых дислокаций с растворенными атомами в поле сжимающих искажений над плоскостью скольжения, а знак плюс — в поле растягиваюших искажений под плоскостью скольжения. Меньшую сину взаимодействия можно исключить (71. Если Š— среднее расстояние между двумя растворенными атомами, с которыми дислокация соприкасается под действием напряжения т„ то 07 Со Ре Сг Мо ш У А1 т! 20 10 20 4 4 1,5 6 1 0,011 0,020 0,033 0,035 0,030 0,006 0,025 0,006 2,56 7,96 22,0 24,2 24,5 4,55 20,5 5,69 (3.6) Е, = (8/3)з~зс(1 — с)газ/аз. (здо) (3.7) т = 16(2/3)з~зс(1 — с)газ/из. (3.11) + Оз~зсМ/550 (3.8) Ближний порядок Е, = ЬзЕс (1 — с) зза .

Свойства сплавов систелзы т — т' (3.9) р=т,Ы,. Согласно оценкам Фриделя [8] 7.= (6Ьз/т,с)з~з, так что тс — — то + (О ~ е ' — ае ~ з/зсз~з)/2 где Е = 1320; т, — приведенное критическое напряжение сдвига для чистого металла. Лабуш 19] применил модель Фляйшера к сплавам более высокой концентрации, воспользовавшись другим типом статистического усреднения сил взаимодействия между растворенными атомами и дислокациями и получил уравнение: Хотя Фляйшером для сплавов на медной основе получено некоторое согласие экспериментальных данных с уравнением (3.7), данные для монокристаллов пластичных сплавов на основе Ав, Ай и Оз отвечали точнее расчетам при сиз, т.е. при использовании уравнения (3.8) 17].

Концентрированные твердые растворы склонны к образованихз 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 где ззз — количество атомов в кристаллической решетке; я— координационное число (для решеток г.ц.к. Е = 12), с— молярная доля растворенного элемента; г = з лд— — 0,5($'лл — $ лп) — энергия взаимодействия ($'лл и т.д.— значения энергии взаимодействия различных атомных пар) и о,— коэффициент ближнего порядка, который можно определить экспериментально.

ва Энергия, необходимая для нарушения ближнего порядка в пределах единицы площади плоскости скольжения, есть Приравняв эту величину работе тЬ, затрачиваемой на перемещение дислокации, получим необходимое для этого сдвиговое напряжение Поскольку все члены уравнения (3.11) не зависят от температуры, можем считать, что ближний порядок обеспечивает атермический рост напряжения пластического течения.

Правда, аз возрастает с уменьшением температуры отжига. Поэтому компонента напряжения течения, за которую ответственен ближний порядок, чувствительна к термической предыстории материала. Выло высказано предположение 111], что в никельхромовых сплавах ближний порядок возникает при содержании хрома около 20-25% (по массе). Такое содержание Сг(22%) достигнуто в сплавах 'хастеллой Х и инконель 625.