CC BY
40
Доклады Международной молодежной конференции «Новые материалы и технологии глубокой переработки сырья - основа инновационного развития экономики России»
г. Геленджик. 9-12 июля 2012 г.
УДК 620.178.38:669.018.44
Е.А. Тихомирова*, Т.Н. Азизов**, Е.Ф. Сидохин*** О ТЕРМИЧЕСКОЙ УСТАЛОСТИ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Показано, что деформация материала при термическом воздействии в условиях стеснения развивается по механизму активного растяжения-сжатия. При циклическом повторении это приводит к формированию субструктуры, благоприятной для зарождения трещин, особенно на этапе охлаждения и нарастания растягивающих напряжений. Отмечены важные особенности деформации монокристаллов, включая длительное сохранение исходной кристаллографической ориентировки оси при многократном циклическом нагреве и охлаждении.
Ключевые слова: термическая усталость, жаропрочные сплавы.
Материал турбинных лопаток ГТД в процессе эксплуатации испытывает сложное температурно-силовое воздействие, характер которого в разных частях лопатки в одно и то же время может существенно отличаться. Имеются области, подвергающиеся периодически нагреву и охлаждению, которые вследствие этого должны изменять свои размеры, но не могут этого делать из-за противодействия примыкающих участков, у которых иные закономерности изменения температуры либо иные температурные коэффициенты линейного расширения (ТКЛР). В результате в материале происходит упругопластическая деформация, изменяющая его структурное состояние в каждом цикле, что в конечном итоге при циклическом повторении приводит к разрушению лопатки в течение не слишком большого числа циклов. Неизотермическое малоцикловое разрушение, обусловленное стеснением температурной деформации различных участков материала, называют термической усталостью. Она является важной инженерной характеристикой жаропрочных материалов [1].
Процессы, приводящие к термической усталости, не однотипны. Каждому из них присущи свои условия и свои закономерности развития. Однако есть общее для всех - инициирует и регулирует протекание их изменение температуры. Выделим три типа таких процессов по наиболее важным характеристикам их протекания: полное стеснение материала в ходе изменения температуры; неполное стеснение при постоянстве интервала изменения температуры; изменение температуры в цикле происходит в пределах, достаточных только для упругой деформации материала.
* ОАО «НПО ЦКТИ им. ИИ. Ползунова».
** ОАО «ММП им. ВВ. Чернышева».
*** ЗАО «НТЦ Экспертцентр».
Исследование явления и сопротивления материалов термоусталости осуществляют, как правило, методом Коффина в том или ином его варианте [2], имитируя процесс в лопатке посредством циклического изменения температуры закрепленного образца, ограниченного в отношении термической деформации в осевом направлении связями различной степени жесткости [3]. Поскольку установлено, что число циклов до разрушения зависит от пластической деформации за цикл [2], в экспериментах варьируют жесткость системы нагружения, диапазон и скорость изменения температуры и максимальную температуру цикла, а также размах деформаций.
При термоциклических (ТЦ) испытаниях температура выполняет две функции. Во-первых, благодаря ее изменению происходит термическая деформация (ет) образца и вследствие ограничений, наложенных связями, в нем возникает и изменяется упругая деформация 8упР и сопутствующие ей напряжения о, а также происходит пластическая деформация 8ПЛ. Во-вторых, от температуры зависит вероятность термических активаций элементарных актов пластической деформации.
Изменение температуры в ходе испытаний показано схематически на рис. 1.
Удлинение свободного образца при нагреве составляет Дl=acp(Гmax-Tmm)lo, где 1о -начальная длина образца; ОсР - температурный коэффициент линейного расширения. Удлинение образца в процессе испытаний, ограниченного жесткостью связей, составляет лишь часть этой величины, а остальное -это упругопластическая деформация образца (упругая и пластическая) Де.
Поскольку скорость термической деформации в ходе нагрева и охлаждения где t - время) и, соответственно, скорость деформации стесненного образца (~5 10- с-) достаточно велики, а известные скорости неустановившейся ползучести (~5-10 с-1) [4, 5] не в состоянии обеспечить задаваемую в испытаниях величину пластической деформации (бпл~1%) в течение времени полуцикла (несколько секунд), остается предположить, что деформация на протяжении полуцикла изменения температуры осуществляется точно так же, как при активной деформации в испытательной машине только с учетом влияния температуры. Вначале происходит упругая деформация, с которой почти линейным законом должны быть связаны регистрируемые напряжения. При некотором уровне напряжений возникает пластическая деформация, в ходе которой изменение напряжений должно подчиняться зависимости упрочнения материала от степени деформации и температурной зависимости напряжений течения [6].
Динамику развития деформации в ходе испытаний представляет гистерезисная кривая, схематически показанная на рис. 2 [3]. Петля гистерезиса состоит как бы из двух начальных участков кривой активной деформации (растяжение и сжатие), несколько искаженных под влиянием температуры, и двух участков разгрузки (снятие напряжений) между ними. Осуществление пластической деформации посредством кри-
т
о
й
л
^
й л
о К 5! о Н
т
^СЖ ^сж
/и д
\т ДГ1 \ / \ 1 2 / \
ДТ2 \ 1т \ Г14
\/Т3 /^(о V
7 °Р
Продолжительность испытаний, с
Рис. 1. Изменение температуры Т в ходе испытаний
сталлографического скольжения при ТЦ испытаниях наблюдали в работе [7], где показано, что действующие системы скольжения идентичны системам с наибольшим фактором Шмида.
На нулевом цикле (см. рис. 1) образец нагревают от исходной температуры до заданной максимальной температуры Гтах, в результате чего постепенно увеличивается 8упр и растут напряжения сжатия осж(7). При Г0 они достигают уровня, достаточного, чтобы инициировать пластическую деформацию, которая и происходит в образце до ^тах, но несколько изменяется и упругая деформация. В итоге при температуре Гтах образец имеет упругопластическую деформацию, в которой доля упругой деформации составляет 8упР.сж=сСж(7тах)/Е(7тах), где Е -модуль упругости.
Затем образец охлаждают, подвергая растяжению. На участке от Гтах до Т1 приобретенная в нулевом полуцикле 8упР уменьшается и падают до нуля напряжения асж(7тах). Далее следует рост упругой деформации и напряжений растяжения ор(7) пока при Т2 они не станут достаточными ор(Г2) для начала пластической деформации растяжения, которая продолжается до Ттт, при этом ходе испытании: напряжения ор(7) изменяются сообразно из- 1 - момент достижения Гтах и начало по-менению упрочнения. В начале очередного луцикла охлаждения; 2 - окончание снятия
г^ ч напряжений и упругой деформации сжатия
полуцикла нагрева (от Тт;п) ву™ и напряже- ^ ^ ^
от предшествующего полуцикла нагрева; ния растяжения ор(Гт,п) от предшествующе- 3 - момент достижения ^ и начала полу-
го полуцикла уменьшаются до нуля (при Г3). цикла нагрева; 4 - окончание снятия напря-
В интервале А Т— Г4-Т3 растут упругая де- жений и упругой деформации растяжения от
формация и напряжения сжатия до осж(Г4) и предшествующего полуцикла охлаждения;
после Т4 включается пластическая деформация сжатия. При этом, от ~900°С напряжения сжатия в материале могут уменьшаться, поскольку почти у всех ЖНС наблюдается уменьшение предела текучести от(Т).
При последующих охлаждениях и нагревах процесс развивается как описано выше. Температурный интервал АТ^—71тах-^4, в котором происходит пластическая деформация при нагреве, приблизительно сопоставим с интервалом АТ2—?2-Ттт при охлаждении. Следует заметить, что достигаемая в каждом полуцикле степень пластической деформации 8пл зависит исключительно от величины температурного интервала, в котором она происходит: АГ1—Гтах-Г4 и АГ2—Г2-Тт;п.
Заметим также, что окончание полуцикла нагрева, а также снятие напряжений сжатия приходятся на высокие температуры, вследствие чего последующее охлаждение и растяжение происходит каждый раз в материале, претерпевшем возврат. Подобные структурные трансформации при термической обработке под напряжением для ЖНС известны [7]. Пожалуй, правильнее было бы рассматривать события в цикле как последовательность «упругопластическая деформация растяжения - отжиг под напряжением».
< ег >
з/ Ае 0, е ^ я я ° ^ N ^ а с « X с <
2 </ 8пл * 1 4]
0° 5 Деформация е, % /
1 , есж(0) _
Рис. 2. Динамика развития деформации в
Наконец, нельзя не обратить внимание, что пластическая деформация растяжения в полуцикле охлаждения протекает при достаточно низких температурах, когда замедлены или подавлены процессы, в основе которых лежит термическая активация, вследствие чего формируется субструктура с большими локальными неоднородностя-ми при достаточно высоком уровне растягивающих напряжений.
Предложенная аналогия развития деформации (модель процесса) представляется очень важной в связи с тем, что она отсутствует в статьях, посвященных исследованиям термической усталости (исключая [6]). По мнению авторов, именно поэтому в публикациях фигурируют достаточно недостоверные результаты без комментариев и объяснений. Например, в работах [8-10] приведены гистерезисные кривые, которые рассчитывали на основе «физических моделей пластичности и ползучести», где напряжения растяжения и сжатия ор(Гтщ) и осж(7тах) значительно превышают предел прочности испытывавшихся ЖНС, а деформация сжатия в нулевом полуцикле достигает нескольких процентов, в несколько раз превышая 8Т. В статьях [1, 11] приведены экспериментальные данные ТЦ испытаний сплавов ЖС6Ф и ВКНА-1В, где у большей части образцов измеренные напряжения ор(Гтт) и осж(7тах) оказались много меньше предела текучести сплавов и неясен механизм, благодаря которому обеспечивалась задаваемая в процессе испытаний упругопластическая деформация ~1%. Больше того, в работе [11] содержится вообще труднообъяснимый результат: у нескольких образцов зарегистрированы напряжения осж(Гтах), превышающие предел прочности сплава ВКНА-1В при тех же температурах, что оставлено авторами без внимания.
В отношении ТЦ испытаний, выполняемых на монокристаллах, следует иметь в виду ряд важных особенностей деформации, не упоминаемых в литературе, но во многом объясняющих наблюдаемые явления.
На протяжении температурного цикла пластическая деформация материала происходит дважды. Хотя степень деформации каждый раз не так велика (~1%) и меняет знак на противоположный (сжатие и растяжение), ее эффект для изменения дефектной структуры монокристалла является суммарным. К тому же далеко не безразлична, как может показаться, роль двукратного снятия напряжений и изменения их знака для локального равновесия в каждой точке субструктуры монокристалла.
Известно, что пластическая деформация монокристаллов сопровождается поворотом оси приложения нагрузки по отношению к вектору сдвига действующей системы скольжения. Этот поворот может привести к вступлению в действие множественного скольжения и упрочнения. При ТЦ испытаниях во время полуциклов нагрева и охлаждения такой поворот происходит. При деформации ~1% он составляет ~0,5 град. Однако, если в полуцикле охлаждения (растяжение) ось приближается к вектору сдвига, то в последующем полуцикле нагрева (сжатие) происходит ее поворот в противоположную сторону (точнее, нормаль плоскости скольжения приближается к оси образца). В итоге к началу каждого следующего цикла ориентировка возвращается почти к исходной. Это означает, что если первоначально ось занимает положение, при котором пласти-
ческая деформация происходит посредством легкого скольжения, то оно повторяется в течение длительного времени (достаточно большого числа циклов), прежде чем начнется множественное скольжение и упрочнение. Участков в площади стереографического треугольника, где можно ожидать легкое скольжение, достаточно много. Поэтому, анализируя результаты ТЦ испытаний монокристаллов, целесообразно учитывать конкретную ориентировку образца, а не приписываемые образцу, как это принято делать, ориентировки типа [001], [011] или [111], считая, что в пределах принятого допуска в 10 град поведение реального монокристалла идентично поведению монокристаллов этих ориентировок.
К результатам, полученным на монокристаллических образцах, следует относиться с осторожностью, поскольку в ходе пластической деформации таких образцов имеется составляющая вектора сдвига, перпендикулярная оси. Захваты образца не допускают такого смещения, что приводит к появлению изгиба вблизи них, который влияет на результаты испытаний тем в большей степени, чем меньше длина расчетной части образа.
Проведенный анализ развития деформации в ходе «нагрева-охлаждения» стесненного материала дает основания полагать, что она осуществляется путем упругой и пластической деформации со скоростью, пропорциональной скорости изменения температуры, т. е. механизмом активной деформации растяжения-сжатия.
Структурное состояние материала в конце полуцикла охлаждения, а также высокий уровень и неоднородность растягивающих напряжений весьма благоприятны для трещинообразования и, в конечном итоге, разрушения.
Теорию начальной стадии термической усталости можно пытаться построить на основании предлагаемой модели развития деформации и особенностей ее протекания в монокристалле. В качестве иллюстрации рассмотрим развитие деформации в монокристаллическом образце из сплава ЖС6Ф с аксиальным углом аш=5,4 град и фактором Шмида у=0,322 у системы скольжения (111)[-101] из работы [1]. Характеристики нагрева и состояния материала, используемые при оценках, следующие: Tmin=100°C, a rmax=950° С; продолжительность нагрева 10 с, охлаждения: 45 с; термическая деформация - 8T=acp(rmax-Tmin)=1,3%; Де=1,3%; «400 МПа,
Gp00 » 900 МПа, о™05» 850 МПа; модуль упругости Е при 100, 500 и 950° С равен 300,
240 и 230 ГПа соответственно.
Напряжения растяжения, достигнутые в конце предшествующего полуцикла
охлаждения, Ор00 « 900 МПа и соответствующая им 8упР~0,3% уменьшаются в течение
2,3 с до нуля при нагреве на 200° С, т. е. к Г3~300° С. При дальнейшем нагреве растут напряжения сжатия от нуля до g0,05~720 МПа (с учетом у) и вупР - до -0,3% к 74-500° С за 2,3 с. В интервале от 500 до 950° С в течение 5,4 с происходит пластическая деформация образца, достигая -0,69%, но при этом в конце интервала напряжения сжатия
уменьшаются до о^0 «400 МПа, 8упР - до -0,17%, а пластическая деформация становится впл~0,82%.
В начале следующего полуцикла охлаждения от 950° С до 71-840° С за 5,7 с снимаются напряжения сжатия, а затем в течение 10 с до 72-650° С растут напряжения (до 720 МПа) и упругая деформация растяжения (до -0,3%). Далее в течение 29,3 с происходит пластическая деформация, достигая к 100° С 6ПЛ~0,87%, при этом в связи с температурной зависимостью напряжения растяжения подрастают до Ор00 « 900 МПа.
т, ° с 800 600 400 200
0
^упр'
епп, % ^ МПа
0,6 0,4 0,2
0 -0,2
-0,4
50 t, с 90_0_МПа 0,87%
Рис. 3. Диаграмма изменения значений о, 8уПр и впл по ходу цикла «нагрев-охлаждение»
Диаграмма, иллюстрирующая динамику изменения значений о, 8упР и 8ПЛ по ходу цикла «нагрев-охлаждение», показана на рис. 3.
ЛИТЕРАТУРА
1. Дульнев Р.А., Светлов И.Л., Бычков Н.Г., Рыбина Т.В., Суханов Н.Н., Гордеева Т.А., Доброхвалова Е.Н., Епишин А.И., Кривко А.И., Назарова М.П. Ориентационная зависимость термической усталости монокристаллов никелевого сплава //Проблемы прочности. 1988. №11. С. 3-9.
2. Коффин Л.Ф. О термической усталости сталей /В сб.: Жаропрочные сплавы при изменяющихся температурах и напряжениях. М.-Л.: Госэнергоиздат. 1960. С. 188-258.
3. Дульнев Р.А., Котов П.И. Термическая усталость металлов. М.: Машиностроение. 1980. 200 с.
4. Leverant G.R., Kear B.H. The Mechanism of Creep in Gamma Prime Precipitation-Hardened Nickel-Base Alloys at Intermediate Temperatures //Met. Trans. 1970. V. 1. P. 491-498.
5. Leverant G.R., Duhl D.N. The Effect of Stress and Temperature on the Extent of Primary Creep in Directionally Solidified Nickel-Base Superalloys //Met. Trans. 1971. V. 2. P. 907-908.
6. Мэнсон C.C. Температурные напряжения и малоцикловая усталость. М.: Машиностроение. 1974. С. 212-236.
7. Tien J.K., Copley S.M. The Effect of Orientation and Sense of Applied Uniaxial Stress on the Morphology of Coherent Gamma Precipitates in Stress Annealed Nickel-Base Superalloy Crystals //Met. Trans. 1971. V. 2. P. 543-553.
8. Гецов Л.Б., Добина Н.И., Рыбников А.И., Семенов А.С., Старосельский А., Туманов Н.В. Сопротивление термической усталости монокристаллического сплава //Проблемы прочности. 2008. №5. С. 54-71.
9. Голубовский Е.Р., Бычков Н.Г., Хамидуллин А.Ш., Базылева О.А. Экспериментальная оценка кристаллографической анизотропии термической усталости монокристаллов сплава на основе Ni3Al для высокотемпературных деталей АГТД //Вестник двигателе-строения. 2011. №2. С. 244-247.
10. Май Ш., Семенов А.С., Мельников Б.Е. Анализ процессов неупругого деформирования и накопления повреждений в монокристаллических сплавах на никелевой основе при термоциклическом нагружении /Материалы научно-практической конференции. 2010. Ч. XIII (ИМОП).
11. Гецов Л.Б., Рыбников А.И., Семенов А.С. Прогрессирующее деформирование материалов при термоциклическом нагружении /Труды НПО ЦКТИ. 2009. С. 105-120.
УДК 669.843:669.018.44:669.24 A.M. Петрова*, А.Г. Касиков*
ИЗВЛЕЧЕНИЕ РЕНИЯ ИЗ ОТХОДОВ ОБРАБОТКИ
И ЭКСПЛУАТАЦИИ ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СУПЕРСПЛАВОВ
Представлены результаты изучения возможности регенерации рения из отходов ЖНС. Предложено две схемы, включающие кислотное вскрытие отходов. По первому варианту предусмотрен перевод основы сплава в раствор с концентрированием рения в остатке выщелачивания. Для извлечения рения из остатка опробован способ высокотемпературной окислительной отгонки Re2O7. По второму варианту вскрытие проводят в окислительных условиях, что обеспечивает перевод в раствор основы сплава и рения. Селективное извлечение рения из раствора обеспечивается методом жидкостной экстракции вторичным октиловым спиртом. По последнему варианту получены образцы перрената аммония, очищенные от основного количества примесей.
Ключевые слова: рений, никелевые сплавы.
Рений является одним из наиболее редких и рассеянных металлов, объемы его производства в мире не превышают 50 т в год. Тем не менее, в силу уникальных физико-химических свойств данный элемент нашел широкое применение в производстве важнейших катализаторов оргсинтеза (крекинга бензина, ожижения газа), а также новейших конструкционных материалов. В настоящее время основной областью применения данного металла (до 70%) является производство жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС) для нужд авиакосмической отрасли [1]. Именно вследствие возрастающего спроса на рений со стороны производителей сплавов цены на него за последние 10 лет возросли почти на порядок, достигли максимума (10,5 тыс. долларов за кг) в 2008 году и по состоянию на июнь 2012 г. находятся на достаточно высоком уровне (6,6 тыс. долларов за кг) [2].
*ИХТРЭМС КНЦ РАН.
