Дипломная работа: Релаксационная стойкость напряжений в металлах и сплавах

k — коэффициент неравномерности навивок пружины;

— нагрузка, приложенная при комнатной температуре для осуществления сжатия пружины до заданной величины (и ) — высота пружины в свободном состоянии и в момент нагружения при 20° С соответственно). Остаточное напряжение

 (54)

где  — высота пружины, разгруженной в момент времени τ, в свободном состоянии.

Для измерения упругой осадки пружины применяют специальные приспособления с электрощупом, позволяющие производить замеры с точностью до ±0,01 мм.

Следует отметить, что при испытании пружин, так же как и при испытаниях на изгиб, нагружение производят лишь в упругой области.

Для уменьшения интенсивно развивающихся процессов релаксации напряжений непосредственно при их нагружении в ряде случаев применяют технологическую операцию, называемую «заневоливанием», состоящую в следующем. Изготовленную пружину сжимают до соприкосновения витков и длительно выдерживают в таком состоянии. Процесс заневоливания пружин считается за­конченным, когда скорость течения релаксационных процессов становится постоянной.

Для изучения закономерностей релаксации напряжений в пружинах сжатия при их заневоливании сконструирована специальная установка (рисунок 13), позволяющая проводить испытания при комнатной и повы­шенных температурах с автоматической записью кривых релаксации.

Установка состоит из нагружающего устройства, печи, весов и фотореле. Пружину 3 устанавливают на подставку, затем через нее продевают тягу 4. Домкрат 9 служит для подъема и опускания подвески 16, на которой устанавливают гири 5 и гидрогирю 6, при нагружении и разгружении пружины. Когда подвеска освобождается от домкрата 9 и вся нагрузка сосредоточивается на пружине 3, щель фотоэлемента устанавливается в тени флажка 15, и включается фотореле 19. При падении несущей способности пружины она сжимается и флажок, прикрепленный к стрелке индикаторной головки 1, открывает щель фотоэлемента, вследствие чего включается реле, замыкающее цепь электромагнитного пережима 8, открывается сифон 7 для откачки воды из гидрогири 6. Откачиваемая вода попадает в ведро 10 весоизмерителя 13 и ее масса, соответствующая падению нагрузки пружины во времени, регистрируется записывающим устройством 18.

В последние годы Чижиком А.А. разработан метод испытания на релаксацию металла натурных пароперегревательных труб. Испытания проводят в условиях сжатия на специальных пружинных образцах с прямоугольным сечением витка рисунок 14. Применительно к условиям получения достаточной точности испытаний и предупреждения потери устойчивости для труб диаметрами 25—75 мм установлены оптимальные размеры пружинного образца: длина 40, шаг спирали 8 мм. Образцы обычно изготовляют фрезерованием и каждый образец подвергают тарировке, состоящей в определении усилия, необходимого для осадки образца до высоты, соответствующей длине калибра. В результате тарировки опреде­ляют жесткость образца , где Р — приложенное усилие; δ— соответствующая этому усилию линейная деформация образца.

Начальную осадку образца  определяют по формуле

 (55)

где  — условное начальное напряжение;  и  — модули упругости при 20° С и температуре испытания t; 2а — ширина сечения витка; 2b — высота; k2 — константа, зависящая от отношения b/a.

Пружины испытывают в специальных приспособлениях (рисунок 14). Величина  создается затягом двумя опорными гайками и фиксируется фиксирующими втул­ками высотой , где H — высота образца. Этот метод испытаний, так же как и испытания с кольцевыми образцами Одинга, является массовым: испытывается по 15—20 образцом.

1— индикаторная головка; 2— термопара; 3 — испытуемая пружина; 4 — тяга; 5 —гиря; 6 — гидрогиря; 7 — резиновая трубка; 8 — электромаг­нитный пережим; 9 — домкрат; 10 —ведро; 11 — ось электрочасов; 12 — указывающая и записывающая стрелки; 13 — весоизмерительная пружина; 14 — потенциометр ЭМД-237; 15—стрелка-флажок; 16 — грузовая подвеска; 17 — стол установки; 18 — записывающие барабанные электрочасы; 19— фо­тореле; 20 — электропечь

Рисунок 13 - Схема автоматической установки для измерения релак­сации напряжения в пружинах сжатия.

1 — опорные гайки; 2 — фиксирующие втулки; 3 — стержень; 4 — образец

Рисунок 14 - Образец (а) и приспособление (б) для массовых испытаний пароперегревательных труб на ползучесть и релаксацию напряжений.

Факторы, влияющие на протекание процесса релаксации напряжений, можно разделить на внутренние — зависящие от испытуемого материала и внешние — от него не зависящие.

К числу внутренних факторов относятся: химический состава сплава; структура: макро- и микроструктура, тонкая (мозаичная и дислокационная) структура; технологические особенности: способ выплавки, обработка давлением, наклеп, термическая обработка.

К главным внешним факторам относятся: условия нагружения и разгружения; начальное напряжение; время (срок службы детали); температура; масштабный фактор.

3.1 Влияние начального напряжения на протекание процесса релаксации

Начальное напряжение  оказывает существенное влияние на протекание процесса релаксации, а следова­тельно, и на величину напряжений , «оставшихся» через различные промежутки времени. При этом влияние  в I и II периодах релаксации имеет свои особенности.

1 — 200(20); 2 —250(25); 3 — 300(30); 4 — 400(40)

Рисунок 15 — Первичные кривые релаксации жаропрочного никельхромового сплава при 750° С и различных значениях, МН/м2.

Принято считать, что с повышением величины σ0 процесс релаксации напряжений в начальном периоде интенсифицируется и тем заметнее, чем выше гомологическая температура. Анализ начальных участков большого числа первичных кривых релаксации показывает, что влияние начального напряжения сказывается не столько на абсолютной величине падения напряжения , сколько на скорости снижения напряжения, что видно, например, из рисунка 15. Однако взаимное расположение кривых σ—τ, получаемое при различных значениях, на первом этапе процесса релаксации не всегда соответствует начальным напряжениям, при которых они получены.

Если задаться некоторой величиной, то при различных значениях она будет достигнута через различные промежутки времени τ. Чем выше, тем короче время, необходимое для достижения заданной величины , и наоборот, хотя здесь нельзя установить строгой пропорциональности.

Иная картина наблюдается во II периоде, когда процесс релаксации идет с более или менее установившейся скоростью. Здесь влияние  на интенсивность релаксации напряжения практически отсутствует, во всяком случае, при температурах ниже 0,5 Тпл. Скорости релаксации при разных значениях , как правило, весьма близки. Кривые σ—τ на втором участке подобны и эквидистантны, отличаясь лишь по взаимоположению относительно оси ординат, т. е. по уровню оставшихся в данный момент времени напряжений. Это хорошо иллюстрируется приведенным на рисунке 15 семейством первичных кривых релаксации жаропрочного никельхромового сплава при четырех значениях.

При более высоких температурах (>0,5 ) первичные кривые σ—τ часто утрачивают подобие, и скорости релаксации при разных значениях сто становятся непостоянными.

Зависимость оставшегося (конечного) напряжения от начального определяется влиянием последнего на протекание процесса релаксации в обоих периодах. При температурах, не превышающих 0,5, степень увеличения интенсивности процесса релаксации в I периоде за счет повышения величины  (в пределах до 0,8) обычно такова, что в конечном счете более высокое начальное напряжение приводит к более высокому оставшемуся напряжению.

Взаимосвязь начального и оставшегося (конечного) напряжений (или начального напряжения и падения напряжения ) наиболее наглядно представлена графиками — и — рисунок16. Такие кривые строят для переменных значений времени релаксации τ (либо температуры t). При t=const, const эта зависимость изображается пучком расходящихся прямых для разных значений τ, проходящих через нулевую точку осей координат рисунка 16.

Следует отметить, что начало пучка прямых в нулевой точке исключает понятие «условного предела релаксации» и возможность его графического определения. Более правильны схемы рисунок 16,в,г, где пучок прямых пересекается с осью начального напряжения в некоторой точке, отвечающей пределу релаксации.

Рисунок 16 - Схематические зависимости = f () (а, в, д) и = f () (б,г,е)

Не получило подтверждения и высказанное в свое время Я. С. Гинцбургом [15] положение, что зависимость = f() подчиняется степенному закону и может быть описана уравнением = a()р. В действительности при построении графиков — в двойной логарифмической системе координат в большинстве случаев не наблюдается прямолинейности кривых.

Приведенные выше экспериментальные данные и основные закономерности следует учитывать при выборе начальных напряжений для деталей, предназначенных для работы в условиях релаксации напряжений. Очевидно, что более высокие начальные напряжения, как правило, обеспечивают и более высокие значения оставшихся (конечных) напряжений.

Однако при этом величина не должна превышать величину предела упругости материала при данной температуре. При назначении начальных напряже­ний в практике обычно ориентируются не на предел упругости, а на предел текучести , допуская, как правило, 0.8 (за исключением особых случаев, о которых будет сказано ниже).

Таким образом, начальное напряжение релаксации зависит от уровня упругих свойств материала. Исходя из этого, некоторые авторы выражают в долях от величин  или , считая, что в случае необходимости сопоставить релаксационную стойкость ряда материалов целесообразно проводить сравнительные испытания не при одинаковых абсолютных значениях , а при одинаковой величине отношения / (или /).

Такой подход, без сомнения, является правильным, так как позволяет более строго сопоставлять релаксационную стойкость серии материалов, сильно различающихся по своим механическим свойствам (,,) в определенном диапазоне температур.

Л.П. Никитиной [13] предложена методика выбора начальных напряжений, основанная на изложенном принципе и дающая широкие возможности сравнительной оценки разнообразных материалов по их сопротивляемости релаксации напряжения при разных температурах, притом с затратой минимального числа образцов, а следовательно, и общего времени испытаний.

До сих пор мы рассматривали влияние начальных напряжений на зависимости =f() либо = f () при начальных напряжениях, не превышающих  (), как это наблюдается в крепежных деталях.

В определенных условиях нередко отмечается релаксация при , которая может реализоваться при растягивающих нагрузках (но не при испытаниях кольцевых образцов). Релаксация напряжений при , например, наблюдалась в испытаниях на термическую усталость с выдержками при максимальной температуре цикла, а также в специальных опытах.

В этих условиях процесс релаксации напряжений при  характеризуется следующими особенностями.

При высоких температурах  снижается до  за короткое время, исчисляемое минутами; при нормальной и умеренно повышенных температурах действующее напряжение даже в течение весьма длительного времени может оставаться значительно больше . Кроме того, наблюдается немонотонный характер зависимости =f() при τ = const. Действительно, как было показано выше, кривые релаксации для разных  (больших ) могут пересекаться. Однако с увеличением времени эти кривые при сравнительно высоких температурах обычно сливаются в одну, мало отличающуюся от кривой, получаемой при.

Следует иметь в виду, что при нормальной и умеренно высоких температурах, но при очень высоких , существенно превосходящих , может наблюдаться заметное упрочнение металла и повышение сопротивления релаксации за счет наклепа. В тех случаях, когда ненаклепанный металл обладает меньшим сопротивлением ползучести (релаксации), величина  при  может оказаться больше, чем при .

3.2 Влияние времени на протекание процесса релаксации напряжений

Влияние времени на протекание процесса релаксации напряжений находится

в тесной зависимости от других факторов — начального напряжения и температуры, а также от структурной стабильности исследуемого сплава. Например, с повышением температуры влияние фактора времени усиливается.

Кривая релаксации в координатах напряжение — время (рисунок 15) отчетливо разбивается на два участка, отвечающих двум периодам релаксации. Первый период, продолжающийся в большинстве случаев весьма короткое время, характеризуется резким падением напряжения, чему отвечает ниспадающий участок аb.

Второй период релаксации, длительность которого намного больше первого, напротив, характеризуется весьма умеренной скоростью падения напряжения: релаксационная кривая на участке bс при большой длительности испытания приближается к оси абсцисс и в некоторых случаях она вообще затухает, т. е. выходит на горизонтальный участок.

Известно, немало попыток математического обобщения функциональной зависимости напряжения от времени. Например, И.А. Одингом были предложены следующие уравнения первого и второго периодов релаксации:

 (56)

 (57)

где k и р — постоянные коэффициенты, зависящие от свойств металла;

 и— начальные напряжения I и II периодов.

Аналитические уравнения этого типа имеют общий недостаток: они не отражают возможного влияния структурных превращений, происходящих у дисперсионно твердеющих сплавов при определенных температурах. Между тем развивающиеся во времени структурные превращения часто существенно влияют на характер процесса релаксации. Так, если у сильно дисперсионно твердеющих сплавов постоянство скорости релаксации устанавливается сравнительно быстро, то у слабо твердеющих сплавов стадия затухания скорости релаксации иногда длится тысячи часов. Структурная нестабильность испытуемых материалов проявляется и при изучении влияния времени на зависимости =f() и = f().

Продолжительность неустановившегося периода релаксации представляет существенный интерес, поскольку с этим связан практически важный вопрос о минимальной длительности опыта, достаточной для последующих экстраполяции. Изучение многочисленных первичных кривых релаксации показывает, что для стабильных при рабочей температуре материалов длительность начального периода обычно колеблется от 200 до 1000 ч. Одна­ко для сплавов, у которых в процессе службы структурные превращения протекают медленно, неустановившийся период может продолжаться значительно большие сроки.

В связи с этим время испытаний на релаксацию материалов, предназначенных для длительной службы, в наших лабораториях составляет 1000—3000 ч. Значительно реже испытания на релаксацию при повышенных температурах доводят до 10—20 тыс. ч (т. е. До фактического срока службы крепежных деталей), а при нормальной температуре — до 50 тыс. ч. Результаты опытов столь большой длительности представляют большую ценность для проверки правильности экстраполяции по результатам менее длительных испытаний.

3.3 Влияние температуры на процесс релаксации напряжений

Влияние температуры на процесс релаксации напряжений в металлах и сплавах весьма велико. Аналогично ползучести различают релаксацию напряжений при низких (меньше 0,25 ), средних (0,25 — 0,5) и высоких (более 0,5 ) температурах.

Механизмы релаксации напряжений (и ползучести) в указанных диапазонах температур различны. Так, доминирующим механизмом низкотемпературной релаксации является скольжение и пересечение дислокаций. Релаксации напряжений в среднетемпературной зоне опре­деляется пересечением дислокаций, преодолением дислокациями барьеров Пайерса и, главное, поперечным скольжением. Спецификой высокотемпературной релаксации являются диффузионные механизмы перемещения дислокаций, переползание дислокаций, движение винто­вых дислокаций, вязкое перемещение атмосфер Коттрелла.

Следует отметить, что перечисленные механизмы по-разному проявляются при кратковременной и длительной релаксации, а также в металлах с различной решеткой и в сплавах с различной степенью легирования. Именно в связи с этим для некоторых сплавов характерны немонотонные кривые зависимости сопротивления релаксации от температуры (в пределах до 0,25 ). Согласно кривой 1 рисунка 17, наблюдаются температурные области, в которых процессы релаксации и ползучести заторможены вследствие деформационного старения, образования предвыделений (зоны Гинье-Престона) и т.д. Иллюстрацией может служить реальная температурная кривая релаксации 4 для аустенитной стали типа Х18Н10Т при (τ0 = 350 МН/м2 (35 кг/мм2) и τ=24 ч (по данным Л.Б. Гецова).

Рисунок 17 - Зависимость = f(T)

В других случаях температурная зависимость сопротивления релаксации (ползучести) выражается монотонными кривыми 2 и 3, рисунок 17. Подобный вид кривых характерен для сплавов, у которых процессы деформационного старения либо вообще не наблюдаются (кривая 2), либо они протекают настолько интенсивно, что низкотемпературная релаксация (ползучесть) практически отсутствует (кривая 3).

Незначительная интенсивность релаксации напряжений в металлах при температурах ниже 0°С долгое время служила поводом для сомнений в ее существовании. Однако процессы релаксации напряжений действительно происходят при температурах ниже 0° С. Так, Фелтам изучил релаксацию в железе Армко, кобальте, меди, α-латуни и магниевом сплаве при температурах вплоть до -196°, С. В. Я. Зубов и С. В. Грачев в высокопрочной стали марок 70ХС и 70СЗХМВА при температуре -96° С, Б. А. Потехин и И. И. Богачев в аустенитной стали типа ЗХ10ГЮ также при -96° С.

Говоря о среднетемпературной области (0,25— 0,5) , следует отметить, что повышение температуры испытания сказывается на первичных кривых релаксации следующим образом: удлиняется I период релаксации и увеличивается угол наклона II (прямолинейного) участка. При дальнейшем повышении температуры (вы­ше 0,5 ) процесс релаксации вообще может ограничиться I периодом, что свидетельствует о полном релаксационном разупрочнении металла. Температура, вызывающая эту фазу релаксации, представляет известный интерес. Но с инженерной точки зрения большее значение имеет температура, отвечающая начальной стадии разупрочнения, когда начинается существенное спада­ние ах, но еще наблюдается вполне устойчивый II период релаксации.

Имеющиеся экспериментальные данные показывают, что разупрочнение чистых металлов, сталей и сплавов под воздействием температуры в условиях релаксации напряжений протекает значительно интенсивнее, чем в условиях ползучести.

Хотя температура начала релаксационного разупрочнения для сталей с интерметаллидной фазой примерно та же, что и при ползучести (~700°С), интенсивность протекания процесса релаксации напряжений с дальнейшим повышением температуры намного выше. В связи с этим возможность использования таких сталей при 750°С в качестве релаксационностойкого материала С длительным сроком службы практически отпадает.

Если считать, что ползучесть есть чередование двух противоположных процессов — разупрочнения под воздействием температуры и упрочнения от пластической деформации (наклеп), то отмеченное выше обстоятельство вполне объяснимо. В условиях релаксации напряжений (при неизменности начальной суммарной деформации) разупрочняющему действию температуры почти не противостоит упрочняющее влияние пластической деформации.

Я.С. Гинцбург [15] вводит понятие о критической температуре релаксации напряжений . По определению автора, это есть температура, при которой величина коэффициента , характеризующего сопротивляемость релаксации в I периоде, остается постоянной при любом значении . Такая формулировка достаточно неопределенна, тем более что при умеренно высоких температурах, как известно, начальное напряжение  вообще не влияет на величину.

Температурная зависимость различных характеристик релаксации изучалась многими исследователями. Так, Ф.И. Алешкин приводит температурную зависимость относительного напряжения релаксации =()100 («ресурс напряжений») в виде

= 100[()] (58)

где с и d— коэффициенты.

Л.П. Никитина исследовала температурную зависимость времени релаксации , необходимого для достижения определенного уровня относительного напряжения . Влияние на процесс релаксации трех основных параметров: напряжения, температуры и времени тесно связано между собой.

Поэтому естественно стремление исследователей представить зависимость экспериментальных данных одновременно от всех перечисленных параметров, например = f(t, , τ).

Кривые для различной длительности испытаний, полученные при каждом зна­чении , образуют пучок, расходящийся в направлении высоких температур. Последнее обстоятельство подтверждает, что с повышением температуры влияние времени на релаксационную стойкость усиливается. Пучки кривых для различных в области высоких температур, наоборот, сближаются, что говорит об уменьшении влияния  с температурой.

3.4 Масштабный фактор

Исследование влияния размеров образца (детали) на интенсивность процессов релаксации напряжений отражено в весьма ограниченном числе работ. Опыты Одинга и Бурдукского приводились при 600° С в условиях растяжения образцов различной длины (50 и 100 мм) и диаметра (5 и 10 мм), изготовленных из сталей Х18Н12МЗТ, Х18Н10Т и 4Х15Н7Г7ФМ (ЭИ388).

Результаты испытаний усредняли методом наименьших квадратов. При этом обнаружилось некоторое сни­жение релаксационной стойкости образцов меньших размеров. Было сделано предположение, что различная релаксационная стойкость образцов разных размеров связана с локальным характером протекания малых пластических деформаций при высоких температурах.

Для подтверждения этого проводили специальные опыты с образцами, на поверхности рабочей части которых через каждые 10 мм наносили отпечатки прибором Виккерса. Расстояние между отпечатками измеряли с большой точностью до и после испытания на релаксацию.

На рисунке 18 приведен график распределения пластической деформации по длине образца из стали Х18Н12МЗТ, испытывавшегося при 600° С в течение 500 ч. Из рисунка 18 следует, что в условиях релаксации наблюдается значительный разброс слабых и прочных объемов по длине и, по-видимому, по сечению образца. Отсюда следует, что в образцах сравнительно большого диаметра (длины) сопротивляемость релаксации должна быть усреднена по отдельным объемам. Вместе с тем в тонких и особенно в коротких образцах усреднение распределения слабых и прочных объемов затруднено. Поэтому в первом случае кривые релаксации устойчивы, во втором наблюдается их значительный разброс. Кроме того, локальность пластической деформации может привести в ряде случаев к некоторому снижению релаксационной стойкости образцов малых размеров, так как вероятность скопления слабых объемов по сечению образца в количестве, достаточном для его разупрочнения, у тонких образцов значительно больше, чем у образцов большого диаметра. В то же время у образцов малого диаметра эта вероятность тем больше, чем больше длина образца.

Было установлено также, что форма поперечного сечения, в том числе и наличие резьбы на поверхности, не оказывают заметного влияния на релаксационную стойкость.

Таким образом, проведенные исследования не позволяют сделать однозначных выводов о влиянии масштаб­ного фактора на релаксационную стойкость различных материалов. По-видимому, аналогично ползучести, масштабный фактор может проявиться в результате:

а) неоднородного распределения сопротивления ползучести в разных микрообъемах, по-разному проявляющегося в образцах разных размеров;

б) различного влияния состояния поверхности образцов разных размеров (влияние наклепа, окисления);

в) облегчения выхода дислокаций на поверхность при увеличении отношения поверхности к объему.

Различные выводы исследователей объясняются не только проявлением масштабного фактора при релаксации в условиях сжатия и растяжения, но и особенностями поведения в этих условиях испытанных материалов (медь, перлитная и аустенитная стали).

Рисунок 18 — График распределения пластической деформации при релаксации напряжений

3.5 Основные критерии релаксации напряжений

Для оценки релаксационной стойкости материалов служат следующие критерии: оставшееся напряжение; падение напряжения; ресурс напряжений; скорость релаксации; предел релаксации; условные коэффициенты релаксации.

Оставшееся напряжение. Напряжение  “оставшееся” в детали или испытуемом образце по истечении некоторого промежутка времени от момента нагружения детали (образца) начальным напряжением , наиболее часто используется в качестве численной характеристики релаксационной стойкости металлов и сплавов. Несмотря на это, до сих пор нет единого термина для обозначения . Помимо оставшегося напряжения, величину  назы­вают остаточным, текущим и конечным напряжениями или же просто напряжением релаксации.

Термин остаточное напряжение неизбежно приведет к путанице с укоренившимися понятиями остаточных на­пряжений 1-го и 2-го рода. Термин текущее напряжение неудачен в смысловом отношении и, кроме того, вызывает ассоциации с пределом текучести. Наконец, напряжение бывает конечным не всегда, а лишь в том случае, когда оно совпадает с окончанием испытания или срока эксплуатации. По этим соображениям, мы придерживаемся термина оставшееся напряжение, который представляется наиболее удачным.

Величина  за данный период времени τ зависит от начального напряжения: =f(). Приводя численные значения , необходимо указывать, при каком именно  они были получены, что, к сожалению, не всегда выполняется.

Основное преимущество оставшегося напряжения как критерия релаксации заключается в том, что величина  получается непосредственно из эксперимента и не требует дополнительной математической обработки.

Падение напряжения за обусловленный промежуток времени τ () наряду с оставшимся напряжением  можно считать основным критерием релаксационной стойкости, применявшимся еще в ранний период изучения процесса релаксации. Так же как и , величина  является функцией начального напряжения: = f().

Косвенной характеристикой релаксации, в принципе аналогичной , можно считать величину осадки цилиндрической спиральной пружины под воздействием сжимающего усилия. Как известно, такая методика испытания широко применяется для оценки релаксационной стойкости пружинных сталей и сплавов.

Вместе с тем величина  и  для данного времени τ недостаточно полно характеризуют сравнительную сопротивляемость релаксации исследуемых материалов, поскольку они не отражают ни предыдущего, ни дальнейшего протекания процесса релаксации. Для суждения о кинетике спадания напряжений необходимо знать  или  за различные промежутки времени, составляющие 0,05; 0,1; 0,2; 0,5 от полного времени испытания или заданного срока службы.

Ресурс напряжений. В ряде случаев снижение напряжения в процессе релаксации удобно представлять в относительных значениях от начального напряжения. Относительная величина оставшихся напряжений, выраженная в процентах, получила название «ресурса напряжений»:

 (59)

Скорость релаксации. Различают «истинную», «среднюю» и «логарифмическую» скорости релаксации.

Истинную (или «мгновенную») скорость релаксации в любой точке кривой напряжение — время

 (60)

практически не определяют. Обычно подсчитывают среднюю скорость релаксации () за некоторый промежуток времени, ограниченный двумя точками ( и ) на первичной кривой релаксации;

 (61)

Величину  измеряют в единицах напряжения, отнесенных к единице времени, или в процентах в час.

Логарифмическая скорость релаксации определяется уравнением

 (62)

и выражается в величинах или  Величина, обратная k:

 (63)

под названием «время релаксации» ранее также применялась в качестве характеристики релаксации.

И.А. Одинг и Ф.И. Алешкин установили на железе Армко прямолинейную (в логарифмической системе координат) зависимость скорости релаксации  от времени испытания. Температурная зависимость  выра­жена на логарифмическом графике ломаной линией.

Предел релаксации. Этот термин применяют, по крайней мере, в трех вариантах: истинный (физический) предел релаксации напряжений; условное напряжение для заданной скорости релаксации; условный (технический) предел релаксации (по напряжению).

Под истинным (физическим, теоретическим) пределом релаксации напряжений по аналогии с физическим пределом ползучести понимают максимальное начальное напряжение, еще не вызывающее релаксации. Эта характеристика практически не применяется, и существование физического предела релаксации пока не имеет достаточного экспериментального подтверждения.

Релаксационная стойкость сплавов зависит не только от химического состава, но и от их структуры. Можно отметить общие для всех типов сплавов особенности структурного состояния, которые (прямо или косвенно) влияют на процесс релаксации напряжений при обычной и повышенной температурах. Сюда относятся: величина зерна твердого раствора, его стабильность, количество и размеры частиц избыточных фаз, их взаиморасположение и взаимодействие. Перечисленные структурные факторы регулируются термической обработкой.

Вместе с тем следует учитывать, что длительное пребывание сплава при повышенных температурах может существенно изменить исходное структурное состояние, созданное термической обработкой.

4.1 Положительное влияние ТМО на релаксационную стойкость

Термомеханическая обработка металлов и сплавов, представляющая собой сочетание пластического деформирования (наклепа) и термической обработки, является прогрессивным технологическим процессом, позволяющим повышать уровень механических свойств стали и других сплавов, в том числе и жаропрочных.

Возможность упрочнения металлических сплавов сочетанием механического и фазового наклепа отмечалась еще в 1943 г. в теоретических работах С.Т. Конобеевского. Реальная возможность применения термомеханической обработки для повышения жаропрочных свойств впервые показана В.Д. Садовским с сотрудниками. В дальнейшем было проведено значительное число экспериментальных исследований, исчерпывающий обзор которых можно найти в труде М. Л. Бернштейна [14].

Многочисленные способы такой обработки могут быть отнесены к трем основным видам: НТМО (низкотемпературная термомеханическая обработка), ВТМО (высокотемпературная термомеханическая обработка) и МТО (механико-термическая обработка).

Различные варианты этих обработок включают операции пластического деформирования, которые проводят при самых разнообразных степенях деформации и различных температурах, и собственно термическую обработку основные параметры которой (температура, время, скорости нагрева и охлаждения) могут колебаться в широких пределах. В результате получаются самые различные сочетания механического наклепа, рекристаллизации, возврата и старения, суммарное влияние которых на про­цесс релаксации напряжений может быть различно и зависит, кроме того, от конкретных рабочих условий — длительности и температуры.

При комнатной, пониженной и умеренно повышенной температурах любая термомеханическая обработка (так же, как и холодный наклеп), как правило, повышает релаксационную стойкость металлов и сплавов. Это объясняют тем, что ТМО приводит к созданию в структуре поликристаллических металлов равномерно распределенных внутренних дислокационных барьеров, препятствующих движению дислокаций. Одновременно увеличивается плотность дислокаций, причем последняя после НМТО (при одинаковой степени деформации) почти на порядок выше, чем после ВТМО.

Положительное влияние ТМО может быть показана на примере низколегированной стали 35ГС, исследованной в работе. ВТМО заключалась в деформировании на 30% при 900°С с последующими закалкой и отпуском; Испытание на релаксацию проводилось при комнатной температуре кольцевым методом, при достаточно высоких значениях начального напряжения: 950, 1200, 1400 и 1600 МН/м2 (95, 120, 140, 160 кг/мм2). Как видно из рисунка 19, падение напряжения у образцов, подвергнутых ВТМО, меньше, чем у закаленных и отпущенных образцов. Эта закономерность справедлива как для начального периода релаксации, так и по истечении 200—400 ч.

Кроме того, из полученных данных следует, что ВТМО приводит к более стабильной структуре стали: аномальные пики (на начальном участке) кривых для закаленных образцов, которые авторы объясняют распадом остаточного аустенита и выделением углерода из твердого раствора, на кривых, отвечающих ВТМО, отсутствуют.

Благоприятное влияние предварительной пластической деформации на сопротивление релаксации у перлитных сталей при комнатной и умеренно повышенных температурах не вызывает сомнений. Так, например, холодное деформирование углеродистой стали при значительных обжатиях (до 80%), но низком начальном напряжении [ = 400 МН/м2 (40 кг/мм2)] повышает релаксационную стойкость при 20 и 150°С, тем в большей степени, чем выше содержание в стали углерода (в пределах 0,3—0,9%). При этом многие авторы указывают, что существует оптимальная степень наклепа. Как показал А. А. Красильников [11], эта оптимальная величина деформации для высокоуглеродистой стали У8А изменяется с температурой, составляя 80% при 20° С; 50% при 150° С и лишь 20% при 450° С. Болеее подробные данные по этому вопросу можно найти в книге В.Я. Зубова и С.В. Грачева.

1 — после ВТМО; 2 — после закалки и отпуска при 200° С

Рисунок 19 - Кривые релаксации стали 35ГС при 20°С и различных начальных напряжениях.

При повышении температуры на процесс релаксации напряжений оказывают влияние такие явления, как рекристаллизация, возврат, старение. В этих условиях решающее значение приобретает временной фактор. По истечении некоторого промежутка времени, зависящего) от температуры, упрочняющее действие ТМО утрачивается и преимущество получает материал, не подвергавшийся ТМО.

Если требуется увеличить время эффективного воздействия ТМО на релаксационную стойкость данного материала, не следует стремиться к чрезмерно высокой плотности дислокаций в металле, так как такое структурное состояние, получаемое, например, путем НТМО, является при длительном температурном влиянии нестабильным. Лучшие результаты дает ВТМО, приводящая к несколько меньшей плотности дислокаций.

Для длительной высокотемпературной службы предпочтительна полигональная структура. Полигонизация может создаваться в определенных условиях и при ВТМО, и при НТМО, с применением относительно малых степеней пластической деформации. В случае НТМО для образования полигональной структуры необходим дополнительный нагрев в дорекристаллизационном интервале температур, называемой некоторыми авторами рекристаллизационным отжигом.

Стабильная полигональная структура получается с помощью механикотермической обработки (МТО), предложенной и разработанной И. А. Одингом и его школой. Этот вид обработки заключается в деформировании металла на 1—10% при определенной температуре и последующей выдержке в дорекристаллизационном интервале температур. Обе эти температуры Деформирования и тепловой выдержки — в некоторых случаях совпадают. Например, при обработке аустенитной стали 1Х18Н9 для обеих операций рекомендуется 600° С.

М.Л. Берншейн и Н.Б. Либман [14] изучали влияние ТМО (по схеме закалка — деформация — старение) на релаксацию напряжений элинварных сплавов марок Н41ХТА и Н35ХМВА при 550°С и начальных напряжениях . При испытании образцов из сплава Н41ХТА после закалки с 1000° С, деформации на 8% и отпуска в течение 0,5 и 5 ч было установлено лишь незначительное повышение релаксационной стойкости по сравнению с недеформированными образцами (рисунок 20,а,б). Влияние температуры отпуска сказалось лишь в самый начальный момент процесса релаксации.

Иная картина наблюдалась для сплава, деформированного после закалки с 1000°С на 14%, когда при последующем отпуске образовалась полигональная структура. В связи с заметным повышением при указанной обработке предела упругости величина  в испытаниях на релаксацию была доведена до 930 МН/м2 (93 кг/мм2). Как видно из рисунка 20,в, релаксационная стойкость сплава также существенно повысилась, в особенности после отпуска при 800°С, которое создало в сплаве настолько устойчивую дислокационную структуру, что при 550°С релакса­ция напряжений при данной длительности испытаний вообще не наблюдалась.

а — закалка с 1050° С + отпуск; б — то же с 1003°С. + де­формация 8% + отпуск; в — то же + деформация 11% + отпуск при t, °С:

1 - 600; 2 - 700; 3 - 800

Рисунок 20 — Кривые релаксации сплава Н41ХТА при 550°С.

Аустенитные стали и сплавы на никелевой основе, как известно, обладают большой способностью к пластической деформации, поэтому влияние ТМО на их свойства наиболее заметно. Например, путем ВТМО можно повысить 100-ч длительную прочность аустенитных сталей при 550—650°С на 15—25%. Примерно такое же приращение  (на 20%) при 600° С дает МТО стали 1Х18Н9Т.

Эффективность ТМО жаропрочных аустенитных сталей и сплавов подтверждается многочисленными исследованиями. Однако в технической литературе почти отсутствуют сведения о влиянии ТМО и МТО аустенитных сталей и сплавов на их релаксационную стойкость. Имеются лишь отдельные данные о применении к ним холодной пластической деформации (наклепа), которая должна влиять на их сопротивляемость релаксации в том же направлении, как и различные варианты НТМО.

В частности, установлено, что холодное деформирование (с небольшими степенями обжатия) хромоникелевой аустенитной стали типа 18-9 и 18-10 марок Х18Н19, Х18Н9Т, Х18Н10, Х18Н10Т улучшает сопротивление релаксации при умеренно повышенных температурах (до 400°С).

На холоднодеформированной проволоке диаметром 3,8; 1, 9 и 1,5 мм из стали 1Х18Н9Т В.Я. Зубовым и Л.А. Красильниковым было изучено влияние более высоких обжатий (30, 60 и 90%). Отмечены заметное уменьшение сопротивления релаксации (в интервале от 150 до 450° С) с увеличением степени обжатия, а также положительная роль отпуска при температурах до 400° С. Следует отметить, что продолжительность испытаний на релаксацию в противоположность предыдущему исследованию здесь была невелика (15ч).

При более высоких температурах (600—850°С) отрицательное влияние предварительной пластической деформации отмечается уже при меньших степенях наклепа (15—30%). Влияние ТМО на релаксационную стойкость сплава ХН67ВМТЮ на никелевой основе исследовано М. Л. Бернштейном и Э. Л. Ситниковой. Эти авторы изучали влияние степени деформации и режи­мов старения на величину осадки (при сжатии) винтовых пружин диаметром 12,7 мм, изготовленных из волоченой проволоки указанного сплава с различными степенями обжатия. При 500° С и  = 600  800 МН/м2 наименьшая осадка (12% за 25 ч) наблюдалась после 50%-ного обжатия с последующим старением в течение 6 ч при 600—650° С, а при 600° С (20% за 25 ч)—после 25%-ного обжатия и старения 6 ч при 750° С

Практически же применение ТМО для жаропрочных сплавов в условиях релаксации связано с дальнейшим накоплением экспериментальных данных, которые позволят построить реальные графики.

4.2 Структурные превращения в процессе релаксации напряжений

Роль структурных превращений, происходящих в процессе релаксации напряжений при высоких температурах, удобнее всего рассмотреть на аустенитовых сталях и никельхромовых сплавах, поскольку в этих материалах, обычно относящихся к числу дисперсионно твердеющих, возможны различные варианты структурных превращений. Так, при длительном нагреве в определенном температурном интервале предварительно закаленной, а в большинстве случаев и отпущенной стали выделяются избыточные фазы из твердого раствора (карбидные либо интерметаллидные), а ранее выделившиеся метастабильные фазы переходят в более устойчивое структурное состояние. В некоторых аустенитных сталях, как уже отмечалось выше, под воздействием температуры возможен частичный распад твердого раствора, связанный с аллотропическим превращением , ,.

Эти превращения в аустенитных сталях могут происходить и в процессе ползучести или релаксации напряжений при Высоких температурах (несмотря на предварительный стабилизирующий отпуск).

Поскольку перечисленные явления сопровождаются изменением объема, это может отразиться на процессе релаксации, когда длина детали или образца должна оставаться постоянной. Особый интерес представляет влияние на релаксацию напряжений структурных превращений, связанных с уменьшением объема. В этом случае прирост напряжения за счет сокращения длины стержня (вследствие уменьшения объема) может превысить падение напряжения в процессе релаксации. В результате действующее напряжение с течением времени возрастает (отрицательная релаксация или аккумуляция напряжений).

Структурные превращения при повышенных температурах в цветных сплавах в некоторых случаях также приводят к отрицательной релаксации.

Однако далеко не во всех случаях отрицательный объемный эффект скажется подобным образом на первичных кривых напряжение — время. Необходимо также принимать во внимание относительную жаропрочность основной структуры твердого раствора и выделяющейся фазы, а также ее количество, форму и размеры выделившихся частиц. Например, мелкодисперсные карбиды, повышая сопротивление релаксации, будут действовать в том же направлении, что и уменьшение объема металла, а скоагулированные выделения, разупрочняющие сталь, — аналогично увеличению объема.

Далее, если принять, что фазы α и σ в условиях релаксации (так же, как и при ползучести) имеют меньшую жаропрочность, чем γ-твердый раствор, то при достаточно большом содержании этих фаз в структуре сплава падение напряжения в результате релаксации может превысить прирост напряжения, связанный с уменьшением объема.

Конкретным примером может служить серия хромоникельмарганцевых сталей, склонных к образованию σ-фазы в процессе длительного нагрева при 650°С, исследованных Я.С. Гинцбургом [10]. Превращение происходит с уменьшением объема. Тем не менее, первичные кривые релаксации этих сталей изгибаются не кверху, а книзу, что свидетельствует о резком релаксационном разупрочнении стали в результате образования в структуре значительных количеств σ-фазы. Подобные явления могут наблюдаться, когда во время релаксационного процесса при соответствующей температуре начинается интенсивное выпадение избыточных фаз, обладающих пониженной жаропрочностью.

Рассмотренные случаи могут быть квалифицированы как аномальные. Практически применяемые для горячего крепежа аустенитные стали, как правило, имеют достаточно устойчивый твердый раствор и аллотропические превращения обычно отсутствуют. В условиях высокотемпературной релаксации структурные изменения в таких сталях ограничиваются выделением из твердого раствора вторичных фаз — карбидных или интерметаллидных. При невозможности полностью устранить внутренние превращения в сплавах в ряде случаев можно их использовать для повышения длительной релаксационной стойкости и жаропрочности.

Для примера приведем аустенитную жаропрочную сталь Х15Н25В4Т (ЭИ164). В процессе испытания на релаксацию при 680—700°С в структуре предварительно закаленной и отпущенной при 750° С стали непрерывно происходит дополнительное образование вторичных фаз (в основном Ni3Тi). Поскольку частицы этого интерметаллида при указанной температуре выделяются из твердого раствора в достаточно дисперсном виде, они тормозят процесс релаксации и первичные кривые (рисунок 21,а) отражают монотонный спад напряжения.

1 — 200(20); 2 — 250(25); 3 — 300(30)

Рисунок 21 — Первичные кривые релаксации стали Х15Н25В4Т при 700°С. 750° С и , МН/м2.

При повышении температуры до 750°С структурные превращения стали Х15Н25В4Т при длительном нагреве имеют более сложный характер. Как было показано Ю.В. Латышевым, фаза  (с кубической решеткой) частично перерождается в фазу  (с гексагональной решеткой). После 5000 ч начинается процесс обратного растворения фазы Ni3Тi, количество ко­торой по истечении 10000 ч уменьшается почти до исходного. Одновременно в структуре непрерывно образуется интерметаллическое соединение Fe2W (типа фаз Лавеса), которое компенсирует «недостачу» в фазе Ni3Тi. Таким образом, суммарное содержание интерметаллидных фаз в стали за 5000—10000 ч не только не уменьшается, но даже незначительно возрастает (с 4,9 до 5,35%). Количество фазы Ni3Тi за то же время уменьшилось с ~4 до 2%, а количество фазы Fe2W, наоборот, возросло до 3,3%.

Описанные превращения способствуют сохранению сопротивления ползучести на достаточном уровне даже при столь высокой для стали этого класса температуре, как 750°С. Однако в условиях релаксации напряжений замена фазы Ni3Тi фазой Fe2W лишь несколько затормаживает разупрочнение стали при температуре 750°С. По истечении 1000 ч оставшееся напряжение составляет всего 35—40% от начального (рисунок 21, б). Можно полагать, что структурная нестабильность данной стали при 750°С является в условиях релаксации отрицательным фактором.

Интересные результаты дало уникальное по длительности испытание на релаксацию жаропрочного сплава Х15Н65ВМТЮ на никельхромовой ос­нове. Сплав был испытан на релаксацию при 750°С в течение 20000 ч при начальных напряжениях, составляющих 33, 40, 50 и 60% от среднего значения предела текучести сплава при той же температуре 600 МН/м2. Термическая обработка состояла из закалки с 1180°С на воздухе и отпуска в течение 16 ч при 800°С.

Специально проведенные исследования показали, что длительный нагрев ХН65ВМТЮ при 750°С, несмотря на предшествовавший стабилизирующий отпуск, вызыва­ет дополнительное выделение избыточной фазы типа Niз(Тi,Аl), сопровождающееся частичным перераспределением некоторых легирующих элементов между твердым раствором и избыточной фазой. Если в исходном состоянии количество последней составляет  10%, то за 5000 ч (при750°С) оно возрастает до 15,4%. В дальнейшем интенсивность выделения фазы Niз(Тi,Аl) заметно ослабевает; 77% дополнительно выделившегося количества этой фазы приходится на первые 5000 ч старения при 750°С и лишь 23% — на последующие 15000 ч. Непрерывное затухание процесса релаксации напряжений исследованного сплава связано с постепенной стабилизацией структуры и, в частности, с прекращением обеднения твердого раствора никелем и алюминием. По-видимому, стабилизация структуры сплавов с сильно легированным твердым раствором оказывает положительное влияние на длительную релаксационную стойкость. О том, что упрочнение твердого раствора в ряде случаев более эффективно, чем создание в структуре чрезмерного количества частиц избыточной фазы, говорят результаты сравнительного испытания на релаксацию при 800°С двух никельхромовых сплавов, из которых одни имел сильно легированный твердый раствор и умеренное количество вторичной (упрочняющей) фазы, а второй — менее легированный твердый раствор, но значительно большее количество той же упрочняющей фазы. В течение первых сотен часов оба сплава имели практически одинаковую релаксацион­ную стойкость, но по истечении 1000 ч уровень оставшихся напряжений у второго сплава был ниже.

На основании изложенного можно заключить, что структурные превращения, происходящие в сплавах при температурном режиме релаксации напряжений, оказывают определенное влияние на ход процесса релаксации. Эффект дисперсионного твердения или аллотропических превращений накладывается на чисто релаксационные явления, поэтому общая картина процесса заметно усложняется.

В связи с этим естественно возникает «обратный» вопрос: может ли процесс высокотемпературной релаксации напряжений (не приводящий к разрушению) оказывать в свою очередь определенное влияние на структуру испытуемой стали (или сплава).

Аустенитные стали марок 1Х18Н9Т, 1Х14Н18В2БР и Х20Н25ВМЗМ, а также сплав ХН77ТЮ были испытаны на релаксацию напряжений при температуре 650°С, примерно отвечающей температуре 0,5  Выбранные начальные напряжения во всех случаях были ниже предела текучести, составляя = (0,4  0,8).

Образцы, испытанные на релаксацию напряжений в течение 2000 ч, подвергали микроскопическому, электронномикроскопическому, фазовому, химическому и рентгеноструктурному анализам. Параллельно исследовали образцы в исходном состоянии, а также после нагрева той же длительности и температуре (при = 0), что позволило отделить влияние температуры испытания от влияния самого процесса релаксации.

Так как различные исходные микроструктуры аустенитной стали могут обладать неодинаковой восприимчивостью к возможному влиянию процесса релаксации напряжений, кольцевые образцы перед испытаниями были подвергнуты шести вариантам термической обработки, что позволило исследовать каждую сталь в шести структурных состояниях. Последние отличались величиной зерна твердого раствора, количеством избыточной фазы и степенью ее дисперсности.

Заключение

Положительное влияние на релаксационную стойкость сплавов оказывают все факторы, повышающие сопротивление разупрочнению, уменьшающие скорость возврата и способствующие торможению диффузионных процессов, а также создающие стабильные препятствия движению дислокаций.

Таким образом, любое нарушение структурной однородности твердого раствора способствует развитию процессов релаксации. Это объясняется термодинамической неустойчивостью сплава, в котором образовались локальные участки структуры, несвойственной данным внешним (температура, давление) и внутренним (химсостав) условиям.

Можно ожидать понижения релаксационной стойкости сплава и в том случае, если в основном твердом растворе имеются концентрационные неоднородности. Последние могут возникать, например, при недостаточной выдержке стали во время термической обработки. В никельхромовых и некоторых других сплавах концентрационная неоднородность наблюдается в связи с возникновением, так называемого K-состояния.

Большое влияние на релаксационную стойкость металлов и сплавов (как и вообще на жаропрочность) оказывает величина зерна основного твердого раствора.

Для повышения релаксационной стойкости сплавов при относительно высоких температурах, в особенности при ограниченном сроке их службы, целесо­образно увеличение размера зерна основной структуры; в связи с этим все виды термической обработки, приводящие к укрупнению зерна, являются предпочтительными. Однако наиболее крупное зерно почти неизбежно приводит к значительному уменьшению длительной пластичности и в ряде случаев способствует чувствительности к концентраторам напряжений. Поэтому, например, чрезмерно крупное зерно в металле крепежных деталей недопустимо.

Список использованной литературы

1. Борздыка, А.М. Релаксация напряжений в металле и сплавах / А.М. Борздыка, Л.Б. Гецов. – М.: Металлургия, 1972. – 304 с.

2. Губкин, С. И. Теория течения металлического вещества / С.И. Губкин.– М.: ОНТИ, 1935. – 234с.

3. Ровинский, Б.М. Влияние термомеханической обработки на релаксационную стойкость сталей и сплавов / Б.М. Ровинский // Известия ОТН АН СССР. – 1954. – №2. – С. 67.

4. Коттрелл, А. X. Дислокации и пластическое течение в кристаллах / А. Х. Коттрелл. – М.: Металлургиздат, 1958. – 390с.

5. Одинг, И. А. Исследования жаропрочных сталей и сплавов / И.А. Одинг, Ф. И. Алешкин // Наука. – 1964. – № 9 – С. 63.

6. Ровинский, Б.М. Релаксация напряжений / Б.М. Ровинский, В.Г. Лютцау // Известия ОТН АН СССР. – 1956. – № 11. – С. 96.

7. Петропавловская, 3. И. Релаксационная стойкость в металлах и сплавах / З.И. Петропавловская, В. А. Щенкова // Труды ЦНИИТМАШ. – 1964. –№45. – С. 29.

8. Мак Лин. Механические свойства металлов / Лин Мак. – М.: Металлургия, 1965. – 426с.

9. Одинг, И. А. Изучение явления релаксации напряжений / И. А. Одинг, А. В. Зубарев, З. Г. Фридман // Металловедение и термическая обработка металлов – 1961. – № 1. – С. 2.

10. Гинцбург, Я. С. Ограниченная ползучесть деталей машин / Я. С. Гинцбург. – М.: Машиностроение, 1968. – 249с.

11. Релаксационные явления в металлах и сплавах. – М.: Металлургиздат, 1963. – 354с.

12. Лютцау, В. Г. Методы изучения релаксационной стойкости / В. Г. Лютцау, Б. М. Ровинский // Заводская лаборатория. – 1957. – №9. – С. 61.

13. Никитина, Л. П. Новый метод изучения релаксационной стойкости / Л. П. Никитина // Заводская лаборатория. – 1963. – №11. – С. 148.

14. Бернштейн, М. Л. Термомеханическая обработка стали / М. Л. Бернштейн. – М.: Металлургия, 1968. – 568с.

15. Гинцбург Я. С. Релаксация напряжений в металлах / Я. С. Гинцбург. – М.: Машгиз, 1957. – 361с.

16. Проблемы металловедения и физики металлов (ЦНИИЧМ). – М.: Металлургиздат, 1955. – вып. IV. – 412с.