Исследование температурной зависимости упругих свойств (модулей упругости и внутреннего трения) металлов и сплавов при нагреве в вакууме

Современные методы оценки прочностных свойств металлов и жаропрочных сплавов при нагреве связаны, как правило, с проведением дорогостоящих испытаний. Необходимость в такого рода испытаниях из года в год возрастает, особенно в связи с развитием в различных отраслях техники машин и механизмов, отдельные детали которых работают при высокотемпературном нагреве, а также с увеличением потребности в более жаропрочных материалах и расширением изысканий, проводимых в этом направлении.

Поэтому важное значение и несомненный интерес для суждения о характере изменения прочностных свойств материалов при нагреве представляет их модуль упругости при температурах эксплуатации. Как известно, величина модуля упругости характеризует прочность межатомной связи материала.

Модуль упругости обычно принято считать мало чувствительным к структурным изменениям, связанным с фазовым строением, наклепом и тому подобными факторами.

Однако в литературе имеются указания о некотором влиянии структурного состояния материала на модуль упругости. Например, Ширакава и Нумакура исследовали влияние размера зерна на модуль упругости сплавов системы медь — никель и показали, что при увеличении размера зерен модуль упругости понижается. У чистого никеля при увеличении размера зерен в три раза (от 3000 до 12000 мк2) эта характеристика понижается примерно на 3%, а у сплава никеля с 8,09% Cu при увеличении размера зерен в 10 раз она снижается почти на 10 %. Этим фактом авторы объясняют разноречивые литературные данные, приводимые для значений модуля упругости сплавов этой системы.

В работе сообщается о некотором уменьшении модуля сдвига деформированной меди в процессе ее рекристаллизации при неизменной температуре. При этом изменение модуля сдвига обусловливается различным распределением размеров зерен в исходном и конечном состояниях.

К. Танака, X. Абэ и К. Хирано приводят данные об изменении модуля упругости при искусственном старении сплава алюминия с 20,18% Ag. Замечено понижение величины модуля упругости в первой стадии старения и повышение его во второй стадии, что связывается с увеличением количества дисперсных выделений.

Рассмотрим закономерности изменения модуля упругости ряда чистых металлов.

На установке ИМАШ-6 нами была определена температурная зависимость модуля упругости молибдена, вольфрама, железа, никеля и меди (табл. 25). Эти данные оказались близкими к приведенным в работах В. Кестера.

На рис. 242 показана температурная зависимость модуля упругости вольфрама, молибдена, иридия, родия, бериллия и тантала, определенных уже описанным в первой части книги методом, основанным на возбуждении резонанса поперечных колебаний образцов.

Наиболее высокой температурой плавления (около 3400°) обладает вольфрам; однако модуль упругости вольфрама при пониженных температурах заметно ниже, чем иридия, температура плавления которого составляет 2454 °С. Следует обратить внимание на ход снижения модуля упругости при повышении температуры этих металлов: иридий при нагреве от комнатной температуры до 1000 °С теряет около 20% от начального значения модуля упругости, тогда как у вольфрама в этом интервале температур модуль упругости снижается всего на 12%.

Быстрое снижение модуля упругости с повышением температуры наблюдается у родия, а замедленное, аналогичное снижению у вольфрама, — у молибдена.

Бериллий и тантал обладают сравнительно низкими начальными значениями модуля упругости, монотонно понижающимися по мере роста температуры.

На рис. 243 дан график изменения модуля упругости при нагреве платины, палладия, урана, меди, серебра, золота, титана, тория и циркония.

Необходимо обратить внимание на сохранение высокого, близкого к начальному значению, модуля упругости палладия при нагреве вплоть до температур около 600 °С. При этой же температуре наблюдается перегиб и на кривой модуля упругости платины.

При испытании циркония обнаруживается перегиб в интервале температур фазового превращения.

Низкий начальный модуль упругости и быстрое его падение при нагреве характерны для титана, имеющего значительно более высокую температуру плавления, чем медь; последняя обладает более высоким модулем упругости при низких температурах и имеет температурный коэффициент снижения модуля упругости почти такой же, как и титан.

Представляют интерес данные о модуле упругости железа, никеля, кобальта и марганца при нагреве (рис. 244), а также величины внутреннего трения в чистом кобальте.

В интервале температур а-у-превращения железа виден «подскок» значения модуля упругости при нагреве, а также обнаружено падение этой характеристики при 900 °C в процессе охлаждения образца.

При переходе кобальта из а в в-фазу на кривой модуля упругости три нагреве виден подъем, соответствующий температуре около 480 °С. Аналогичный перегиб около 400 °C наблюдается также на кривой модуля упругости при охлаждении.

Величина и температурная зависимость модуля упругости никеля имеют разное значение для отожженного и магнитонасыщенного состояний (рис. 244). Модуль упругости отожженного никеля резко снижается при нагреве до 190—200 °С. При дальнейшем повышении температуры модуль упругости возрастает вплоть до 360 °С, после чего вновь начинает снижаться. Следует отметить, что модуль упругости отожженного никеля при 360 °C имеет почти такое же значение, как и при комнатной температуре.

Величина модуля упругости магнитонасыщенного никеля монотонно снижается при нагреве; незначительный перегиб можно заметить при температуре, близкой к точке Кюри.

Влияние температуры на модуль упругости марганца можно проследить на рис. 244. По мере нагрева модуль упругости марганца плавно снижается (рис. 244), перегиб наблюдается примерно при 550 °С.

Изменение логарифмического декремента затухания b (внутреннего трения) кобальта при нагреве и охлаждении характеризуется возрастанием в интервале температур перехода в p-фазу. В интервале от 500 до 850 °C значение декремента затухания кобальта увеличивается почти в 10 раз.

На рис. 245 приведены температурные зависимости модуля упругости и внутреннего трения технически чистых молибдена, вольфрама и ниобия, полученные на установке ИМАШ-6 при нагреве образцов в интервале от комнатной температуры до 1200 °С в вакууме, а также серебра высокой чистоты (99,99%) — в диапазоне от 20 до 900 °С.

Внутреннее трение в большинстве случаев оказывается характеристикой, более чувствительной к структурному состоянию материала, чем многие другие параметры, определяемые различными методами физического исследования. С помощью измерения внутреннего трения можно улавливать, например, изменение концентрации твердого раствора, изучать процессы старения, упорядочения, распада и образования фаз, отдельные стадии диффузии и др.

Например, опытами, проведенными при крутильных колебаниях проволочных образцов, установлено, что внутреннее трение в а-железе пропорционально содержанию углерода ниже предела его растворимости и остается постоянным на первых стадиях пересыщения. Последнее позволяет определять предел растворимости углерода. В этой же работе сообщается, что предел растворимости увеличивается с уменьшением размера зерна, что может быть вызвано преимущественным расположением атомов углерода на границах зерен. Этот факт хорошо согласуется с результатами авторадиографических исследований.

В другой работе опытами при крутильных колебаниях был определен коэффициент пропорциональности между процентным содержанием углерода в a-железе и величиной логарифмического декремента. Этот коэффициент при 39 °C оказался равным 1,3±0,02.

Процессы старения, диффузии и другие явления, связанные с перемещениями атомов, характеризуются обычно аномальным увеличением внутреннего трения, проявляющимся в виде «пиков» на кривых его частотной или температурной зависимости.

«Пики», обусловленные диффузионными процессами, были замечены, например Т.С. Кэ, при исследовании влияния содержания углерода в никеле в аустенитных сталях на температурную зависимость внутреннего трения, а также К.М. Розиным и Б.Н. Финкельштейном при изучении внутреннего трения аустенитной стали типа 25-20. Обнаруженный в работе пик в районе 300 °С объяснен присутствием атомов углерода в твердом растворе, поскольку высота пика уменьшается после отжига в водороде. Авторы установили, что с температурой отпуска исследованной стали высота пика изменяется аналогично изменению параметра решетки аустенита.

В конечном счете все методы исследования структурных изменений в металлах путем измерения внутреннего трения основаны на изучении его температурной, амплитудной и частотной зависимостей. Во многих случаях возрастание внутреннего трения с увеличением амплитуды колебаний образца до сих пор еще недостаточно обследовано, особенно при малых амплитудах напряжения, когда это возрастание вряд ли можно объяснить микропластичеcкими деформациями.

Когда затухание колебаний образца вызвано процессами, связанными с внутренними неупругими атомными перемещениями, внутреннее трение имеет максимум при определенной частоте, определяющейся в каждом отдельном случае природой релаксационного процесса.

К. Зинер для описания частотной зависимости внутреннего трения предложил соотношение

где b — логарифмический декремент затухания;

w — угловая частота вибраций;

т —время релаксации, определяемое природой релаксационного явления;

Д — постоянная величина, названная «сопротивлением релаксации» и выражаемая соотношением

где Eн и Eр — модули упругости, определенные с бесконечно большой (w = 00) и бесконечно малой (w = 0) скоростями нагружения.

Функция (65) имеет максимум в точке w = 1/т. Следовательно,

Для большинства релаксационных процессов предполагается справедливой зависимость времени релаксации от абсолютной температуры Т, описываемая уравнением

где т' — постоянная, определяемая природой процесса;

H — энергия активации этого процесса.

На основании соотношения (66) должна быть линейная зависимость In т' от которая была подтверждена экспериментально Т.С. Кэ при изучении пиков внутреннего трения, обусловленных присутствием углерода в аустенитных сталях и никеле. В этой же работе подтвержден вытекающий из уравнений (65) и (66) вывод, что при увеличении частоты колебаний пик должен сдвигаться к более высоким температурам. Таким образом, зная положение максимума внутреннего трения при двух различных температурах, из соотношений (65) и (66) можно вычислить энергию активации процесса, вызвавшего аномальное увеличение затухания.

В связи с соотношениями (65) и (66) интересно отметить, что пик внутреннего трения, обнаруженный А. Дамаском и А. Новиком при изучении старения Al—Ag-сплава на крутильных колебаниях при частотах порядка 1 гц, не был замечен при исследовании старения того же сплава методам продольных колебаний на верхних частотах звукового диапазона.

Достаточно убедительным потверждением практической применимости соотношений К. Зинера могут также служить рассматриваемые ниже данные, полученные нами в совместной с А.Е. Федоровским работе, посвященной изучению аномального изменения внутреннего трения технического железа.