Механизмы упрочнения дисперсноупрочненных жаропрочных сплавов
Структура дисперсноупрочненных жаропрочных сплавов. Три структурных особенности отличают дисперсноупрочненные сплавы от обычных литых и деформированных сплавов и оказывают многообразное влияние на их прочность.
Равномерность распределения частиц оксидов. В табл. 7.2 указаны размеры частиц и расстояния между ними для ряда дисперсноупрочненных сплавов. Диаметр частиц в основном колеблется от 15 до 30 нм, а типичное расстояние между ними составляет 100 нм. На рис. 7.1 показана структура частицы никелевого сплава МА6000. Этот сплав характерен тем, что он содержит как выделения у'-фазы, так и дисперсные частицы оксидов. Однородность распределения дисперсных фаз очевидна.
Крупное удлиненное зерно. Изменяя условия TMO дисперсноупрочненных сплавов, в них можно создавать разнообразные зеренные структуры. Ряд примеров приведен в табл. 7.3. Зерна могут иметь длину несколько миллиметров при коэффициенте неравномерности от 5 до 10 (рис. 7.2).
Текстура. Как правило, рекристаллизация дисперсноупрочненных сплавов сопровождается формированием ярко выраженных текстур (табл. 7.4). Характер текстуры, естественно, зависит от условий деформации и рекристаллизационного отжига. При этом могут иметь значение такие факторы, как величина температурного градиента при зонном отжиге и распределение упрочняющих частиц. До настоящего времени сведения о текстурообразовании в дисперсноупрочненных сплавах, опубликованные в открытой литературе, весьма ограничены. Неясно, какие образуются текстуры, какие технологические параметры оказывают на этот процесс наибольшее влияние и какие механизмы лежат в его основе.
Хотя текстуры и удлиненные зерна типичны для дисперсноупрочненных сплавов, они присущи не только им. Текстуры и удлиненные зерна свойственны таким новым высокотемпературным материалам, как сплавы типа RSR или жаропрочные сплавы направленной кристаллизации.
Ниже обсуждается влияние структурных параметров на предел текучести, сопротивление ползучести и усталость.
Предел текучести. Огибание частиц дислокациями по механизму Орована. Этот вопрос в деталях рассмотрен Брауном и Хэмом. Дисперсные частицы являются препятствиями на пути дислокаций, движущихся в своих плоскостях скольжения Если дислокация встречает на своем пути ряд препятствий, то прежде чем двигаться дальше, она изгибается на некоторый угол ср (0<ф<п) (рис. 7.3). Вследствие линейного натяжения дислокация действует на препятствие с некоторой силой. Существует зависящее от типа препятствия критическое напряжение, при котором препятствие разрушается, а дислокация движется дальше. Величина критического напряжения определяется выражением:
где G — модуль сдвига; b — вектор Бюргерса; M — фактор Тэйлора; фс — критический угол, при котором происходит разрушение; Lр — расстояние между препятствиями. При выводе (7.1) предполагалось, что линейное натяжение дислокации определяется выражением:
т. е. игнорировалось различие между краевой и винтовой дислокациями.
Имеющиеся экспериментальные данные показывают, что частицы оксидов являются очень прочными препятствиями. Они не разрушаются даже при ф = 0. При ф = 0 радиус кривизны дислокации оказывается равным Lр/2. Такая конфигурация неустойчива. Дислокация получает возможность обойти частицу, оставив вокруг нее дислокационную петлю (рис. 7.4). Необходимое для этого критическое напряжение имеет величину:
Это выражение было впервые получено Орованом. Индекс h означает «твердое» препятствие.
Уравнение (7.3) определяет максимальную прочность, которая может быть достигнута при расстоянии между дисперсными частицами равном Lр. Перерезание частиц дислокациями или их разрушение приводит к снижению прочности. Впоследствии теория Орована подвергалась различным уточнениям. При учете дополнительных эффектов, напряжения, рассчитанные по этой теории, оказываются несколько ниже, чем предсказывает (7.3). Это снижение может достигать 50%.
На рис. 7.5. показана зависимость напряжения огибания по Оровану от расстояния между частицами. Расчет производили по формуле:
Были приняты следующие значения параметров: G = 85000 МПа; b = 2,5*10в-10 м; M = 3. Коэффициент 0,8 учитывает возможность выбора дислокацией пути наименьшего сопротивления, когда, обходя скопление препятствий, она оставляет закрепленные петли вокруг отдельных труднопреодолимых групп частиц. Величину межчастичного расстояния определяют (как среднее значение параметра пространственной решетки, в вершинах которой находятся частицы) по формуле:
где f — объемная доля частиц; r — радиус частиц. Уравнение (7.5) справедливо для частиц сферической формы, что для случая оксидных частиц в жаропрочных сплавах является хорошим приближением.
В таких современных сплавах, как МА6000 или МА754, где межчастичное расстояние составляет — 100 нм, повышение прочности при комнатной T за счет введения дисперсных частиц может достигать нескольких сотен МПа (см. рис. 7.5). В то же время частицы, расположенные друг от друга на расстояниях, значительно превышающих 100 нм, не дают существенного увеличения предела текучести. Увеличение объемной доли упрочняющей фазы — не очень эффективный способ уменьшения межчастичных расстояний, поскольку в (7.5) эта величина стоит под знаком корня. Следует в большей мере стремиться к более тонкому распределению упрочнителя при заданном его объемном содержании, чем к повышению этого содержания. Ниже рассмотрен вклад различных механизмов в упрочнение и зависимость прочности от Т.
Обход частиц дислокациями по механизму поперечного скольжения. Хирш и Эшби предположили, что обход частицы дислокацией может происходить также по механизму поперечного скольжения. Вопрос в том, окажется ли необходимое для этого напряжение меньше, чем напряжение, при котором начинает действовать механизм Орована. Различные соображения по этому поводу кратко рассмотрены Хиршем. Создается впечатление, что в большинстве случаев критическое напряжение соответствует напряжению Орована. Ситуация может измениться в пользу поперечного скольжения после того, как вокруг частиц образуются оровановские петли или возникнут напряжения, обусловленные различием в коэффициентах термического расширения частицы и матрицы.
Уменьшение энергии дефектов упаковки затрудняет поперечное скольжение, так как увеличивает силу, необходимую для сближения частичных дислокаций перед началом поперечного скольжения. Введение Cr в никелевые сплавы приводит к понижению энергии дефектов упаковки. Следовательно, возникновение поперечного скольжения в таких сплавах с высоким содержанием Cr, как МА6000 или МА754, маловероятно.
Влияние зеренной структуры на предел текучести. Хорошо известно, что в обычных сплавах предел текучести увеличивается с уменьшением размера зерна. На рис. 7.6 приведены экспериментальные данные для Fe и Ni. Как указывалось выше, дисперсноупрочненные сплавы в конечном состоянии имеют весьма грубозернистую структуру. При размере зерна 0,5 мм и выше упрочняющее влияние межзеренных границ пренебрежимо мало. Крупное зерно способствует, однако, повышению сопротивления ползучести при высоких температурах (в дальнейшем этот вопрос рассматривается более детально).
После компактирования дисперсноупрочненные сплавы имеют чрезвычайно мелкозернистую структуру. Размер зерна составляет ~1 мкм (см. 7.5). Крупные зерна 0,5 мм образуются лишь в процессе рекристаллизации при окончательной термической обработке. Прочность сплавов в рекристаллизованном грубозернистом и некристаллизованном мелкозернистом состояниях сопоставлены на рис. 7.7. Падение прочности в результате рекристаллизации настолько велико, что его, по-видимому, нельзя объяснить одним только уменьшением плотности дислокаций.
Вклад дислокаций в прочность сплава МА6000 во всяком случае пренебрежимо мал. Следовательно, рис. 7.7 показывает, что механизм упрочнения границами зерен играет заметную роль в дисперсноупрочненных сплавах. Дополнительное подтверждение этому дают результаты Кэрнза и др., которым удалось установить прямую корреляцию между прочностью образцов сплава МА753, отожженных при разных температурах, и размером зерна (рис. 7.8). Выводы Кэрнза и др. подтверждаются также результатами исследований Уилкокса и Клауэра и Вебстера, выполненных на TD-Ni и TD-NiCr.
То, что механизм упрочнения границами зерен эффективно действует в дисперсноупрочненных сплавах, отнюдь не очевидно. Зернограничное упрочнение часто объясняют уменьшением числа дислокаций в плоских скоплениях при уменьшении размера зерна. Как указывает Хорнбоген, плоские дислокационные скопления не могут образовываться при наличии недеформируемых оксидных частиц. В настоящее время разрабатываются новые модели, связывающие влияние границ зерен с накоплением дислокаций вблизи границы. Эти «геометрически избыточные» дислокации образуют как бы более твердую фазу, которая повышает прочность кристалла. Возможно, что эту концепцию удастся применить и для объяснения роли межзеренных границ в дисперсноупрочненных сплавах.
Влияние текстуры на предел текучести. Для дисперсноупрочненных сплавов характерно наличие очень сильно выраженных текстур (см. табл. 7.4). Небольшой образец для механических испытаний может в большей степени походить на монокристалл, чем на поликристалл. Прочность монокристалла зависит от его ориентации, что выражается законом Шмидта:
где тс — критическое приведенное напряжение сдвига; о0,2 — предел текучести; ф — угол между нормалью к плоскости скольжения и осью растяжения; Л — угол между направлением скольжения и осью растяжения; coscpcosЛ — фактор Шмидта. Справедливость (7.6) для монокристаллов сплава MAR-M247 была подтверждена Маккэем и др., а Янгом и Лафленом — для сплава Renel50.
Ниже приведены значения величины, обратной фактору Шмидта, о0,2/тс для трех ориентировок кристалла:
Сравнение этой величины с фактором Тэйлора (3,06) [24] (отношение предела текучести поликристалла к критическому приведенному напряжению сдвига) показывает, что монокристаллы могут быть как более, так и менее прочными, чем поликристаллы, что зависит от их ориентировки.
Такие сплавы, как МА6000 или МА754, имеющие текстуру типа 110 и 100 соответственно, проявляют скорее текстурное разупрочнение чем текстурное упрочнение. Следует подчеркнуть, что (как и при обсуждении влияния размера зерна) это утверждение относится исключительно к пределу прочности при низких температурах, но не к высокотемпературной прочности, определяемой сопротивлением ползучести.
Поликристалл всегда содержит некоторое количество благоприятно ориентированных зерен, способных деформироваться при минимальном возможном напряжении. Однако значительные степени деформации достигаются лишь в том случае, когда кристаллиты деформируются по механизму множественного скольжения. Необходимые для этого растягивающие напряжения определяются произведением критического приведенного напряжения сдвига на фактор Тэйлора. Анализ, выполненный Мекингом, показывает, что переход из стадии легкого скольжения в стадию множественного скольжения происходит при очень малых степенях деформации. Этим оправдывается сравнение величины фактора Тэйлора со значениями о0,2/тс.
Аддитивное упрочнение в дисперсноупрочненных сплавах. В табл. 7.5 перечислены механизмы упрочнения, которые одновременно действуют в дисперсноупрочненных сплавах. Механизмы, специфические для этих сплавов, уже были обсуждены ранее (упрочнение дисперсными частицами, границами зерен, текстурное упрочнение).
Теоретическое понимание перечисленных в табл. 7.5 механизмов пока еще остается далеко не полным, хотя в некоторых случаях (см. обзор) достигнуты весьма впечатляющие результаты. Ситуация становится более сложной, когда происходит наложение одновременно действующих механизмов, вклад которых в упрочнение примерно одинаков. Для определения величины предела текучести сплава, в котором присутствуют все виды дислокационных барьеров, было предложено пользоваться уравнением:
где о0 — напряжение трения решетки; Aos — прирост прочности, обусловленный присутствием «мягких» препятствий (атомы растворенного элемента, мелкие выделения у'-фазы, характеризующиеся малым углом отрыва см. (7.1), Аoh — вклад в упрочнение «твердых» препятствий, подобных дисперсным частицам оксидов (см. 7.3) или дислокациям; Аоb — вклад границ зерен.
Вебстер попытался оценить вклад различных механизмов в упрочнение TD-NiCr. Было бы интересно провести аналогичные исследования современных сплавов с грубозернистой структурой, упрочняемых выделениями у'-фазы и дисперсными оксидами. Их результаты могли бы послужить ценной информацией при дальнейшем усовершенствовании составов сплавов и технологии. Рис. 7.9 дает возможность сравнить пределы прочности некоторых дисперсноупрочненных сплавов с прочностью их матриц. Видно, что для сплавов, содержащих у'-фазу, например МА753 и МА6000, разница в прочности не достигает 500 МПа, т. е. меньше, чем можно было бы ожидать, исходя из данных рис. 7.5. В то же время в сплаве МА754, не содержащем выделений у'-фазы, прирост прочности составляет 500 МПа. Этот результат можно объяснить при помощи уравнения (7.7), в которое величины, характеризующие эффекты упрочнения выделениями у'-фазы и оксидными частицами, входят неаддитивно.
Температурная зависимость предела текучести. Ниже кратко рассматривается влияние структурных параметров, типичных для дисперсноупрочненных сплавов, на характер температурной зависимости предела текучести.
Эффект упрочнения собственно дисперсными частицами слабо зависит от Т. Согласно (7.3), следует ожидать изменений, связанных с температурной зависимостью модуля упругости. Межчастичные расстояния в дисперсноупрочненных сплавах при кратковременных выдержках при повышенной T не меняются. Поэтому можно предположить, что для дисперсноупрочненных сплавов зависимость предела текучести от T будет слабее, чем для обычных сплавов.
Следует, однако, заметить, что при высоких температурах благодаря термической активации облегчается преодоление дислокациями препятствий, расположенных в их плоскостях скольжения. Дислокации могут, например, не только обходить частицы, но и переползать через них. Этим объясняется тот факт, что даже в дисперсноупрочненных сплавах предел текучести сильнее зависит от Т, чем модуль упругости.
В большинстве материалов при повышенных температурах происходит дополнительное разупрочнение, обусловленное зернограничным проскальзыванием. Вебстер установил, что для относительно мелкозернистого TD-NiCr температура эквикогезивности составляет ~500 °С. Современные дисперсноупрочненные сплавы имеют настолько грубозернистую структуру, что размер зерна не должен сказываться на их прочности.
Эффект текстурного упрочнения не должен существенно зависеть от Т.
Сопротивление ползучести. При T больше 0,5 Tn подвижность вакансий оказывается достаточной для протекания процессов ползучести, т. е. непрерывной пластической деформации материала под постоянным напряжением. В металлах имеют место разные механизмы ползучести. Металл может деформироваться за счет скольжения и переползания дислокаций (дислокационная ползучесть), а также путем диффузионного переноса материала внутри зерна (ползучесть Набарро — Херринга) или вдоль межзеренных границ (ползучесть Кобла).
Дислокационная ползучесть. Зависимость скорости ползучести от напряжения и температуры может быть описана полуэмпирическим уравнением:
где А — константа материала; n — показатель степени; D — коэффициент диффузии; E — модуль упругости материала при соответствующей Т.
Уравнение (7.8) было с успехом применено для описания деформационного поведения дисперсноупрочненных сплавов. На рис. 7.10 показана зависимость отношения e/D от величины о/Е для ряда хромоникелевых сплавов, как содержащих, так и не содержащих упрочняющие частицы. Из рассмотрения рисунка становится очевидным, что дисперсные частицы снижают скорость ползучести, введение их приводит к увеличению показателя п и появлению порогового напряжения.
Интересно отметить, что при малых значениях e/D наблюдается более существенное повышение прочности (это соответствует малым скоростям деформации или высоким температурам, т. е. высоким значениям D). Именно поэтому дисперсноупрочненные сплавы оказываются пригодными, прежде всего, для длительной работы в условиях высоких температур.
Различия в прочности дисперсноупрочненных сплавов и характере зависимости напряжения от скорости деформации могут быть учтены введением в (7.8) внутреннего напряжения:
Скорость ползучести приближается к нулю по мере приближения о к ob. Эта концепция была использована в ряде работ для объяснения ползучести металлов, упрочненных дисперсными частицами. Однако физическое истолкование внутреннего напряжения пока остается противоречивым.
По-видимому, внутреннее напряжение следует интерпретировать как атермическую составляющую напряжения, обусловленного дисперсными частицами, которая зависит от e и T. Верхним пределом внутреннего (порогового) напряжения является напряжение Орована. С увеличением T и снижением скорости деформации внутреннее напряжение уменьшается, так как дислокации начинают преодолевать отдельные мелкие частицы путем переползания, а не огибания.
До сих пор мы проводили сравнение дисперсноупрочненных сплавов со сплавами, представляющими собой твердый раствор. С практической точки зрения больший интерес представляет их сравнение с дисперсионнотвердеющими сплавами. На рис. 7.11 приведены кривые длительной прочности сплава Nimonic80A и сплава МА753, который, по существу, есть ничто иное, как дисперсноупрочненный Nimonic80A. Дисперсноупрочненный сплав, естественно, более прочен, так как содержит частицы, дополнительно повышающие внутреннее напряжение (следует иметь в виду, что повышение прочности может быть отчасти обусловлено размером зерна). Видно также, что прочность дисперсноупрочненного сплава менее чувствительна к Г и времени (скорости деформации). Это связано с повышением внутреннего напряжения, которое относительно слабо зависит от T и времени. Слабая зависимость от скорости деформации отражает также тот факт, что сплав, находящийся под напряжением, более близким к внутреннему напряжению, имеет большее значение показателя n.
Концепция внутреннего напряжения в том виде, как она рассмотрена выше, основана на 10 предположении, что дисперсноупрочненный материал деформируется точно так же, как матричный сплав, находящийся под более низким напряжением. Механизм деформации в обоих случаях один и тот же. Скорость деформации контролируется термически активируемым переползанием краевых дислокаций в матрице. В то же время высказывались предположения, что в материалах, упрочненных частицами, скорость деформации контролируется переползанием краевых дислокаций через частицы. На наш взгляд, оба подхода оправданы. Какой из процессов окажется лимитирующим — переползание в матрице или переползание через частицы — зависит от конкретных условий (нагрузка, Т, геометрия частиц).
Текстура также оказывает влияние на дислокационный крип. Обычно ориентационные эффекты слабее выражены при повышенных температурах, когда увеличивается число действующих систем скольжения. Сопротивление ползучести зависит как от величины фактора Шмидта, так и от того, является ли ориентировка благоприятной для множественного скольжения и деформационного упрочнения. Маккэй и др. установили, что в монокристаллах сплава MAR-M200 максимальное сопротивление ползучести обеспечивает ориентировка (111).
Диффузионная ползучесть и зернограничное проскальзывание. Теория диффузионной ползучести (ползучесть Набарро — Херринга, ползучесть Кобла) достаточно хорошо разработана, и имеющиеся экспериментальные данные хорошо согласуются с этой теорией. В ее основу может быть положено полученное Рэем и Эшби объединенное уравнение:
где Q — атомный объем; d — размер зерна; k — константа Больцмана; T — абсолютная температура; Dv — коэффициент объемной диффузии; Db — коэффициент зернограничной диффузии; 6 — эффективная толщина границы, в пределах которой осуществляется диффузионный массоперенос. Важно отметить, что проскальзывание по границам зерен представляет собой неотъемлемую составную часть диффузионной ползучести, т. е. (7.10) описывает зернограничное проскальзывание, сопровождающееся диффузионной подстройкой зерен.
Дисперсные частицы затрудняют диффузионную ползучесть. Их присутствием обусловлено наличие напряжения, ниже которого диффузионная ползучесть невозможна. Этому явлению было предложено два объяснения:
1. Дисперсные частицы снижают эффективность границ зерен как источников или стоков вакансий. Это связано с тем, что частицы препятствуют движению зернограничных дислокаций и захлопыванию вакансионных скоплений на границе.
2. В присутствии дисперсных частиц образуется структура, состоящая из переплетенных между собою зерен извилистой формы, которая обладает большим сопротивлением зернограничному проскальзыванию.
Как текстура, так и зеренная структура оказывают влияние на диффузионное течение. Развитая текстура предполагает наличие большого числа малоугловых границ, мало пригодных для зернограничного проскальзывания. Влияние размера зерна и формы зерна (для сильно вытянутых зерен) изучалось Рэем и Эшби. Они установили соотношение:
где R — коэффициент неравноосности зерна (КНЗ).
Надежно установлено, что прочность дисперсноупрочненных сплавов при повышенной T растет с увеличением КНЗ (рис. 7.12). Однако данные о влиянии размера зерна противоречивы. В то время как Эберт и др. обнаружили, что прочность увеличивается с увеличением размера зерна (рис. 7.13), Уилкокс и Клауэр такого увеличения не наблюдали, что, возможно, объясняется взаимной компенсацией влияний размера зерна и коэффициента неравноосности в исследованных ими сплавах. Селлар и Петкович — Лютон предположили, что подстройка зерен при проскальзывании может осуществляться не путем диффузионного течения, и в этом случае размер зерна не будет иметь значения. Вместо диффузионного течения зернограничное проскальзывание может контролироваться дислокационной ползучестью или образованием пор. Окончательное выяснение этих вопросов возможно лишь на основе количественного изучения всех особенностей структуры, в том числе формы границ, плотности дислокаций и геометрии частиц.
Сопротивление усталости. Многими исследователями было показано, что дисперсноупрочненные сплавы превосходят обычные не только по длительной прочности, но и по сопротивлению усталости. Улучшение усталостных свойств можно объяснить локализацией сдвиговых деформаций в присутствии недеформируемых частиц и исключением преждевременного зарождения трещин благодаря малому размеру твердых частиц в механически легированных сплавах.
На усталостную прочность дисперсноупрочненных сплавов оказывает влияние еще одна особенность их микроструктуры, которой до настоящего времени не уделялось достаточно внимания, а именно, присутствие строчечных включений. Такие включения характерны для дисперсноупрочненных сплавов, полученных механическим легированием, и состоят, по-видимому, из частно, карбонитридов и оксидов, образующихся в местах расположения границ исходных частиц порошка или областей неполной гомогенизации. Было показано, что такие включения являются: местом зарождения усталостных трещин. Вполне возможно, что этот фактор, ограничивающий усталостную прочность, оказывает такое же влияние на свойства дисперсноупрочненных сплавов, как и на характеристики малоцикловой усталости обычных порошковых жаропрочных сплавов.