Влияние циклических колебаний температуры на деформацию металлов

Опыты проводились при контактом электронагреве образцов на установке ИМАШ-5М. На рис. 206, а показано размещение образца 1 между гибкими медными токоподводами 2 и 3 в захватах 4 и 5. Образец укреплен в тягах 6 и 7, соединенных с механизмом растяжения, используемым для испытаний на длительную прочность. В тех случаях, когда положение тяг жестко фиксировалось и они оставались неподвижными во время опыта, в образце при нагреве и расширении возникали сжимающие усилия, и в этих случаях можно было изучать поведение материала при наличии действующего вдоль оси образца сжимающего напряжения. На рис. 206, б приведен градиент температур, определенный путем приварки термопар по длине образца.

Опыты на стали 30ХГСА проводились при изотермической выдержке с нагревом средней части образца до 880 °С и растяжении под напряжениями 1,0 и 1,55 кг/мм2, а также при циклически изменяющейся температуре (при Тмакс = 880 °С и Tмин = 640 или 150 °С). Продолжительность цикла нагрев — охлаждение при температурах 640-880°С составляла 1 мин., а выдержка при предельных температурах 1 сек. При температурах Тмакс = 880 °C и Tмин = 150 °С каждый цикл занимал около 6 мин. 20 сек. (нагрев и охлаждение продолжались по 3 мин., а выдержка при предельных температурах 10 сек.).

На рис. 207 представлен построенный в полулогарифмическом масштабе график деформации образцов, подвергаемых растяжению при постоянном значении напряжения, но различных условиях нагрева. Цифрой 1 обозначена кривая, характеризующая закономерность ползучести образца стали 30ХГСА при неизменной температуре, равной 880 °С, и растяжении под напряжениями о = 1 кг/мм2. При увеличении напряжений до о = 1,55 кг/мм2 скорость ползучести значительно возрастает (кривая 2). Циклические изменения температуры в интервале 880-640 °C, повторяющиеся 420 раз, при действии растягивающих напряжений а = 1,2 кг/мм2 вызывают резкое увеличение деформации и скорости ползучести, характеризуемых кривой 3. Кривые 4 и 5 построены по данным, полученным при измерении деформации образцов при циклическом изменении температуры в интервале от 880 до 150 °C в указанном выше режиме и растяжении о = 1,0 и 1,2 кг/мм2 соответственно.

Скорость ползучести при циклическом изменении температуры увеличивается почти на целый порядок (сравнить кривые 1 и 5).

Испытаниями при циклическом изменении температуры установлено, что на образцах возникает не одна, а две шейки, симметрично расположенные по краям «горячей» зоны; температура в участках образования шеек составляла ~ 780 °С.

В тех случаях, когда образец жестко закрепляется в захватах, при циклических колебаниях температуры в нем возникают сжимающие напряжения. При этом вместо шеек по краям наиболее нагретой зоны образуются своеобразные выступы. Внешний вид образцов стали 30ХГСА, подвергнутых испытанию при 500 циклах изменения температуры в интервале 640-880 °С, показан на рис. 208. Под действием растягивающих напряжений, равных 1,2 кг/мм2, на образце, показанном на рис. 208. а, образовались две шейки в отмеченных стрелками участках. Жесткое крепление образца в захватах вызывает появление вместо шеек хорошо видимых на рис. 208, б и в «наростов», обозначенных стрелками с кружками.

Микроструктурное исследование зоны выступов показало, что в ней имеются микропоры и рыхлости, располагающиеся преимущественно по границам зерен (рис. 209).

Изучались также техническое железо (0,03% С), весьма чистое железо (0,002%, С), а также чистый титан и цирконий. Температурный режим в опытах характеризуется рис. 210.

Для изучения влияния верхнего предела температуры циклического нагрева на расположение шеек на образце был поставлен ряд опытов. Максимальное значение температуры при этом составляло 850, 900, 950, 1000, 1050 и 1100 °C, а нижний предел температуры при всех этих экспериментах оставался постоянным и равнялся 800 °С. В тех случаях, когда верхний предел температуры составлял 850 °С, возникала одна шейка посредине «горячей» зоны образца. При верхних пределах температуры в интервале от 900 до 1100 °C расстояние между возникавшими двумя шейками возрастало от 14 до 35 мм.

На рис. 214, а показан внешний вид образца до испытания, а на рис. 214, б—е — образцы, подвергнутые циклическим испытаниям при различных значениях максимальной температуры; стрелками отмечены зоны образования шеек. По мере повышения верхнего предельного значения температуры расстояние между шейками увеличивается. Это можно объяснить расширением на образце зоны, нагретой выше той температуры, при которой в отдельных объемах происходит полиморфное превращение, приводящее к возникновению сверхвысокой пластичности.

Увеличение продолжительности выдержки при максимальной температуре цикла (рис. 210) в пять раз (с 2 до 10 сек.), а также в 10 и более раз позволило установить, что в средней части образца технического железа при таком режиме циклического изменения температуры образуется только одна шейка. Это показывает, что повышение продолжительности выдержки способствует развитию деформационных процессов в высокотемпературной зоне, а также при определенных режимах нагрева — развитию интенсивной деформации в участках, имеющих существенно меньшую температуру.

В ряде работ, например С.Т. Кишкина и А.А. Клыпина, указывается на значительное снижение механических свойств некоторых сталей и сплава ЭИ437 под влиянием циклических нагревов и охлаждений.

Для объяснения кажущейся аномалии возникновения шеек на образцах технического железа в участках с более низкой температурой, чем в средней зоне, следует напомнить, что при среднем содержании в техническом железе 0,03% С его концентрация в отдельных участках зерен (особенно возле границ зерен и блоков) может существенно превышать это среднее значение. Можно полагать, основываясь на работах, что концентрация углерода в отдельных локальных «приграничных» объемах может быть во много раз выше среднего содержания углерода в образце. Опыты, выполненные Г. Лагербергом и А. Йосефсоном, показали, что при увеличении общей поверхности зерен железа в результате их измельчения возрастает растворимость углерода, что свидетельствует о преимущественном расположении атомов углерода по границам зерен.

Электронномикроскопическим анализом Ф. Гафф и Н. Грант установили значительную концентрацию примесей возле границ зерен и блоков в алюминии высокой чистоты.

На рис. 215 приведена схема, объясняющая причину образования двух шеек на образцах технического железа при циклических колебаниях температуры в указанных выше пределах и действии растягивающих напряжений.

В средней части образцов, температура которой изменяется в интервале 800-1000°С, богатые углеродом пограничные зоны будут все время находиться в состоянии у-фазы, обладающей повышенной прочностью. Поэтому в течение каждого цикла в объеме зерен, состоящих из чистого железа с ничтожным количеством углерода, при повышении температуры с 800 до 1000 оС будет происходить а-у-превращение, а при снижении температуры — переход из у- в а-модификацию.

В зоне образования двух шеек температура при циклических испытаниях колеблется от 720 до 850 °С. При этом в объеме зерен в течение всего процесса испытания железо сохраняется в a-состоянии, а в пограничных обогащенных углеродом участках при каждом цикле дважды происходит переход из одной фазы в другую.

В процессе перехода материала из одного фазового состояния в другое всегда происходит его резкое разупрочнение.

Под влиянием протекающего в приграничных обогащенных углеродом участках зерен полиморфного а-у-превращения возникает «сверхвысокая» пластичность железа при действии даже незначительных растягивающих напряжений

Изучение влияния примесей, прежде всего углерода, в техническом и выплавленном в вакууме железе на образование двух шеек в зонах со значительно более низкими температурами позволило установить, что при циклических колебаниях температуры на образцах чистого железа (с 0,002% С) возникала всегда только одна шейка в средней части образца.

График деформации в зоне образования шеек в образцах технического железа и железа высокой чистоты во время растяжения при циклическом колебании температуры помещен на рис. 216. Общее удлинение образца железа высокой чистоты на базе испытания в течение 50 циклов составляло 13% при а = 0,05 кг/мм2, тогда как образец технического железа при такой же продолжительности испытания деформировался на 38% при напряжении в 11 раз большем, составлявшем а = 0,55 кг/мм2.

На рис. 217 показан внешний вид образцов технического железа с 0,03% С (а) и железа с 0,002%) С (б), прошедших по 150 циклов испытания при растяжении в вакууме и колебании температуры в интервале 800-1000°С.

Заслуживает внимания то обстоятельство, что на средней, наиболее «горячей» зоне образцов железа с малым содержанием углерода в процессе циклических испытаний возникают и постепенно «растут» конусообразные выступы. На рис. 217, в дана фотография участка средней зоны образца с этими выступами.

Как видно из рис. 217, а и б, на образце технического железа возникли две шейки по краям наиболее нагретого участка, а на образце с малым содержанием углерода — одна шейка, расположенная в средней («горячей») зоне образца. Для развития деформации в зонах с меньшей температурой необходимо, чтобы приграничные участки зерен содержали существенно большее количество углерода, чем имеющееся в образце по данным интегрального, общего анализа.

В соответствии с диаграммой состояния железо — углерод для локализованного по границам зерен полиморфного а-у-превращения в интервале 720-850 °C необходимо обогащение границ зерен углеродом примерно до 0,4%. Такая степень концентрации углерода может быть достигнута, если удельный объем AV обогащенных углеродом пограничных зон по порядку величины окажется равным отношению среднего содержания C0 углерода в материале образца (в нашем случае C0 = 0,03% С) к требуемому для протекания локального превращения Cп (в данном случае примерное значение Cп = 0,4% С), т. е. если

Для количественной оценки данного предположения обозначим средний размер поперечника зерен d мм, а среднюю ширину обогащенной углеродом приграничной зоны б мм. При этом удельный объем приграничной зоны будет численно равен произведению поверхности границ зерен AS в единице объема на ширину обогащенной углеродом зоны б:

Если предположить, что зерна имеют сферическую форму и средний

объем зерна равен 1/6 пd3, а средняя поверхность границы, приходящаяся на одно зерно, сопрягающееся с соседними зернами, составляет пd2/2, то

Тогда удельный объем может быть определен из равенства

Из уравнений (61) и (64) может быть получено, что

т. е. обогащенная углеродом зона должна в нашем примере концентрироваться в пределах около 2,5% поперечника зерна, что вполне реально.

Приведенное выше ориентировочное определение соотношения размеров зерен и зон концентрации углерода подтверждает справедливость высказанной выше гипотезы о возможности полиморфных превращений в пределах обогащенных углеродом локальных участков возле границ зерен технического железа, подвергаемого воздействию растягивающих напряжений и циклически изменяющихся температур.

Анализ данных, полученных при описанных выше экспериментах, позволяет высказать утверждение, что увеличение содержания примесей в железе резко сказывается на его прочности при циклических колебаниях температуры (значение растягивающего напряжения для технического железа в наших опытах было выше, чем для железа с 0,002% С, в 11 раз, а величина деформации на базе одинакового числа циклов увеличилась всего в 3 раза — с 13 до 38%).

Кроме того, что особенно важно, изменение химического состава железа в результате повышения содержания примесей приводит к значительному снижению температуры минимальной прочности.

Для сопоставления полученных на железе данных о «сверхвысокой пластичности» были проведены испытания на образцах титана и циркония. Поскольку эти металлы претерпевают полиморфное a-в-превращение, можно было полагать, что их поведение при растяжении и циклических колебаниях температуры вблизи области превращения будет аналогичным поведению технического железа.

Е. Хейс и А. Кауфман изучали характер a-p-превращения циркония различной чистоты, но не сделали определенных выводов о возникающих при этом механизме превращения и структуре. Однако они установили, что в достаточно чистом цирконии превращение не носит мартенситного характера и отсутствует игольчатое строение при переходе из р- в а-модификацию.

Наши эксперименты на образцах титана и циркония проводились на установке типа ИМАШ-8, оборудованной более чувствительной системой нагружения, чем установка ИМАШ-5М, использованная для проведения опытов на стали 30ХГСА и железе.

Предельные значения температуры циклов составляли 750—950 °С, а продолжительность выдержек при предельных значениях температуры 2—3 сек. (при общей продолжительности одного цикла 50—60 сек.).

Химический состав титана: 0,1% С, 0,3% Fe, 0,15% Si, 0,04% N9, 0,15% O2, 0,018% H2, а циркония: 0,04% С, 0,03% Fe, 0,05% Si, 0,2% W, 0,001% Ni, 0,03% Cr, 0,01% Mo, 0,007% N2.

Изучение закономерности деформации образцов йодидного циркония при растяжении под напряжениями а=0,25 кг/мм2 и постоянной температуре 1000 °C показало, что при данных условиях образуется только одна шейка в средней части образца. Это вполне закономерно, так как в зоне образования шейки, т. е. в зоне наиболее интенсивной пластической деформации, образец имеет самую высокую температуру. Внешний вид образца циркония показан на рис. 218, а.

Проведение испытаний при растяжении и циклических колебаниях температуры в интервале 750-950 °C (продолжительность выдержек при предельных значениях температуры 2 сек.) позволяло выявлять на образцах не одну, а две шейки, располагающиеся симметрично по краям «горячей» зоны, в участках с более низкими температурами (рис. 218, б). «Аномалия» возникновения этих двух шеек объяснена выше и связана с влиянием примесей, концентрирующихся по границам зерен.

На рис. 219 помещен график, иллюстрирующий закономерности деформации образцов йодидного циркония.

Из рис. 219 видно, что при циклических изменениях температуры деформация протекает значительно интенсивнее в участках с более низкой температурой, чего не наблюдается в условиях изотермических режимов испытания.

Поскольку йодидный цирконий указанного выше состава был мелкозернистым (размер поперечника зерен около 20 мк), по микрофотографиям образцов из этого материала, снятым в процессе испытания, трудно было судить о характере пластической деформации. Можно только сказать, что в цирконии данного состава полиморфное в-a-превращение в условиях описываемых экспериментов не носит мартенситного характера.

Аналогичные эксперименты были проведены на техническом титане, химический состав которого приведен выше. При исследовании закономерности деформации технического титана указанного выше состава было обнаружено, что этот материал при 900—1000 °C обладает чрезвычайно низкой прочностью и при малых растягивающих нагрузках порядка а = 0,1—0,15 кг/мм2 в нем протекает интенсивная пластическая деформация. Это совпадает с литературными данными о механических свойствах технического титана при повышенных температурах. При испытаниях в условиях постоянной температуры, равной 1000°С, и о=0,15 кг/мм2 на образце всегда возникала одна шейка в его средней «горячей» зоне. При растяжении в условиях циклических колебаний температуры в пределах 850-1000 °C интенсивная деформация образца происходила не только в средней части, но и в двух участках, находящихся при более низкой температуре.

Исследования убедительно показали, что для возникновения на образце двух шеек в зонах с более низкой температурой, чем создаваемая при электронагреве его средней части, необходимы определенные условия не только в части распределения градиента температуры вдоль образца, но и строго регламентированные продолжительности выдержки при этих температурах. Такие режимы теплового нагружения могут в отдельных случаях возникать в некоторых деталях при эксплуатации различных механизмов, работающих в условиях повторяющихся нагревов и охлаждений, и вызывать резкое снижение прочности, которое может привести к аварии из-за разрушения. Это позволяет полагать целесообразным дальнейшее развитие изысканий в области изучения прочности металлов и сплавов при различных режимах циклических колебаний температуры.