§6.8. Ползучесть двухфазных структур

Ползучесть двухфазных структур, как и однофазных, контролирует­ся аннигиляцией дислокаций - их переползанием от потоков вакансий (через объем, либо по границам зерна, либо по ядру дислокаций - см. §3.6). Вторая фаза тормозит дислокацию почти так же, как и при низ­ких температурах (§6.3). Специфика горячей деформации заключается в участии границ фаз в переползании и аннигиляции дислокаций.

Одноосные структуры. Простейшая структура - система бесконеч­ных нитей или пластин вдоль оси растяжения. Если нити достаточно толстые поликристаллы, то процессы ползучести фаз независимы, а связывает их только условие совместности течения. Если в однофазном компоненте скорость ползучести г = 8 о(с1о₀)^п, то в композите напря­жения а' и а" в компонентах перераспределяются между ними так, что­бы уравнять скорости их стационарной ползучести:

Ё = б 'o(a7a'o)ⁿ' = s "₀(а'7а"₀)^п". (6.8.1)

Напряжение а = т/а'+ vb”, и если показатели п' = п " то 6 = {vb'old 'o)^Vn+v"o"ol(e "o)‘V. (6.8.2)

Если же п'*п"то степенная зависимость не сохраняется (но аппрок­симация дастп'<п <п", зависящее от интервала а).

Когда волокна короткие, нагрузка ниспадает к их концам (§6.7), так что напряжения в матрице неоднородны. Усреднение мгновенных скоростей по объему дает среднюю мгновенную скорость ползучести (Милейко, 1970 г), а если известно само поле, как для одиночного волокна в стержне (§6.7) или элемента объема с недеформируемой частицей [1609], то и скорость перераспределения напряжений [1610]. Соответствующая скорость стационарной ползучести 8 (v)l г (0) = [ofJ{Lfd)]ⁿ зависит не только от объемной доли волокна, но и от его относительной длины [1578].

Если матрица полностью разгрузится, упругая деформация волокна будет olv_BE_B. Пока общая деформация менее этой величины, ползу­честь неустановившаяся: матрица течет быстрее и сбрасывает свою нагрузку на волокно. Поскольку внешнее напряжение а= v_bg_b + v_mg_m постоянно, напряжения в волокне и в матрице перераспределяются со скоростью с _м = - v_B с J v_u, пока не сравняются скорости стационарной ползучести: s _b(g_b) = s _м(а_м). Численное решение системы этих трех уравнений позволяет оценить время достижения постоянной скорости и деформацию за это время [1611]. Но иногда надо еще учесть потерю несущей способности волокон от дробления: статистическая металло­графия показывает, что в алюминиевом сплаве с 15%(объемн.) воло­кон А1₂0₃ (длиной 200 мкм при диаметре 3 мкм) III стадия ползучести при 0,67 Г_пл и о/Е = 6 10^-4 наступила уже после деформации 0,5 % - когда 7₃ волокон сломалась [1612]. На I стадии ползучести нагрузка переносится с матрицы на волокно, а ускорение на III стадии от раз­рушения волокон [1613].

Армирующие волокна полезны, если при равном напряжении они ползут медленнее, чем матрица. Для этого они должны быть тугоплав­кими, чтобы находиться при низкой сходственной температуре. Когда алюминий достигнет 0,7 Г_пл, волокна SiC в нем будут при 0,2 Т_пл. Ко­гда для никеля температура соответствует 0,80 Т_Шь для вольфрама она составляет 0,38 Г_пл, (и тогда 11 % (объемн.) вольфрамовой проволоки поднимают сточасовую длительную прочность никелевого сплава с 6 до 80 МПа [1614]). В пределе, когда матрица полностью разгружена (а_м->0), в волокне о_в = а/ v_B, и композит будет ползти в (т/_в)^_п раз быст­рее, чем армирующая нить одна (здесь польза от композиции заклю- чактся в защите нити от окисления или от холодного хрупкого разру­шения).

Течение труднее в приграничном слое матрицы толщиной 6~х, сравнимой с пробе­гом дислокаций х (и во всяком случае не меньше расстояния между дислокациями 1/^

в матрице или высоты шероховатости поверхности волокна). При диаметре нитей d приграничный слой объемом v_T- v_B[(d+2b)²lcP-\]*4v_Bb/d можно учитывать как "третью фазу" [1611]. Его "внутреннее сопротивление" о\ IE > ЫЪ входит в тот же закон ползуче­сти, что для матрицы, в виде £ _0м(а - <*)” и существенно при тонком волокне: d-b. По­этому, например, утонение от 2,2 до 0,7 мкм волокон Q7C3 в никелевом у/у' сплаве за­медлило в 40 раз ползучесть при малых деформациях (е<0,5 %) [1611].

При растяжении поперек волокон они равноценны балласту изоли­рованных равноосных частиц (единственное их преимущество перед сферическими: дислокация не может обойти волокно переползанием).

Пороговое напряжение. В эвтектиках ’’внутреннее сопротивление” gJE * ЫА задано межпластиночным расстоянием А (§6.6). При сжатии вдоль пластин одноосной эвтектики у/p (ГЦК у-раствор Fe-Ni-Al и р- NiAl) для всех толщин (А = 2,7... 15 мкм) и напряжений о/£ = (0,5...5,5)10^ скорость стационарной ползучести в диапазоне 10’⁹...10'⁴ с^-1 при 0,6 Г_пл меняется как s ~(а - ст;)⁴, а пороговое напряже­ние Gj/Е * ЫА. При высоком напряжении (о/Е»Ь/А) скорость практи­чески не зависит от толщины пластин, но при меньшем - разница большая [1615]. Так же и при растяжении вдоль пластин одноосной

эвтектики Al - 0-CuA1₂ ползучесть при 0,67...0,77 Г_пл и о/Е = (4..Л 1) 10^-4 описывается для sr>a; в виде

£ ~(а - Oi)ⁿ exp(Qr/kT) (6.8.3)

с обычным показателем /I = 2,13 и энергией активации в ³/₄ от актива­ции самодиффузии (как Q_v для диффузии по границам фаз) [1616]. Но попытка степенной аппроксимации ё ~о^п (без учета порога с_х) дает в области с разрывом около о = неправдоподобно большой показа­тель п, меняющийся с диапазоном измерений: для одноосных пластин­чатых эвтектик п = 7,5 в Ni₃Al-Ni₃Nb; « = 7в Ni-Cr; п- 21 в Ni-Ni₃Nb [1432]; п = 9 в композите из залитых в свинец лент никеля [1617].

При растяжении одноосных эвтектик под углом 45° к оси наиболь­шее касательное напряжение вдоль пластины, и пробег дислокаций ее толщиной почти не ограничен. Тогда скорость ползучести может быть и в сто раз больше, чем при продольном нагружении, как в у/p эвтекти­ке Fe-Ni-Al [1615]. Если эвтектика выглядит одноосной на продольном шлифе, но состоит из колоний (на поперечном шлифе пластины идут вдоль разных радиусов), она быстро ползет при нагружении вдоль лю­бого радиуса. Еще хуже сопротивляется ползучести перлитоподобный поликристалл: в пластинчатой структуре TiAl-Ti₃Al при 0,6 Т_ш ползу­честь начиналась сразу с III стадии из-за зарождения пор на границах колоний [1618].

С поликристаллами эвтектик сходны пластинчатые структуры типа "пакет мартен- сит-аустенит" (§6.6). По мере заполнения зерна р-титана тонкими (0,1 мкм) рейками а- мартенсита "дислокационная" ползучесть (л = 6 при 0,4 Г_пл и о/£*5 10'³) замедляется экспоненциально: 8 ~exp(-4v_a) в интервале v_a = 0,17...0,73 падает на порядок [1619]. Так же как и в эвтектиках, толщина реек h не сказывается, если напряжения существенно выше порога сп /Е = b/h. Например, "корзиночная" структура из а2-Т1зА1 и p-Ti при 0,47 Гпл и с/Е = 3,8 10~³ ползет при тонких и толстых рейках практически с одинаковой скоростью 3 10'⁷ с'¹, когда все b/h<3 10^_3.

III стадия - ускорение ползучести - начинается с дробления пластин. В эвтектике А1-СиА1₂ оно прослежено in situ: сначала пакет разбивает­ся субграницами в алюминии на блоки. Скольжение по границам тако­го блока постепенно срезает пачки пластин. Пластины могут и сохра­нять сплошность (уступ заглаживается миграцией границы фаз) [1616]. После среза пластины разрыв в Ni-NbC заполняется металлом (но в Ni-Сг, Ni-Ni₃Al-Ni₃Nb остаются поры [1432]). Некоторые одноосные волокнистые и пластинчатые эвтектики сохраняются неизменными сотни часов при (0,93...0,96) 7^: Сг-NiAl, Al-CuAl₂, Al-Al₃Pd, Nb- Nb₂C, Ni₃Al-Ni₃Nb. Но, например, Мо-NiAl за 14 сут при 0,93 Т_пп не только дробится, но и полностью сфероидизируется [1566].

Качество сопряжения фаз. При ползучести оно проявляется двояко. С одной стороны, когда эвтектика ’’тонкая" (ЫА><з/Е), при плохом со­пряжении дислокации быстро кончают свою жизнь в границе, и ползу­честь быстрее. Тогда выгоднее хорошее сопряжение фаз (например,

ОЦК:ГЦК с ориентировкой Курдюмова-Закса (§6.2), как р/у в Fe-Ni- А1). Но с другой стороны, сопряжение облегчает переход дислокации через границу и срез пластин. Баланс двух эффектов ищут ощупью. Поэтому, хотя одноосную пластинчатую структуру в принципе можно вырастить во всякой системе с эвтектикой, лишь немногие из них пол­зут достаточно медленно.

Общий недостаток одноосных эвтектик в сравнении с "искусственными" композициями - неправильности структуры: "веерность" пакета и обрывы пластин (откуда и начнется ускорение ползучести). Общее преимущество же - заведомая химическая совмес­тимость (с самого начала компоненты в термодинамическом равнове­сии). В композите же состав фаз может выравниваться всю его жизнь путем взаимодиффузии компонентов со множеством побочных явле­ний (например, нить оксида Al₂0₃-Zr0₂, залитая в Fe₃Al, покрывается хрупкой корочкой Fe₂AlZr [1620]). И в этом отношении безопаснее композит из фаз с неограниченной взаимной растворимостью, как нить вольфрама, запеченная в лист хрома для защиты от окисления [1621]. Из-за неравенства встречных потоков диффузии растут поры, а гради­енты концентрации порождают напряжения [453] и пластическую де­формацию от них. А деформация от термических напряжений ускоряет распад твердого раствора Al-Si-Mg в композиции с SiC [1622].

В парах с большой энергией связи компонентов взаимодиффузия сопровождается ра­зогревом от теплоты реакции: в Ni:Mo прослойка NiMo растет на 4...5 порядков быст­рее, чем следовало бы из коэффициентов диффузии для исходной температуры [1623]. Но когда такой самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС - процесс твердофазного горения) превращает, например, пакет фольг Ni:Al в пакет Ni:NiAl, трудно добиться однородности горения и избавиться от третьих фаз и включений.

Зерна двух фаз. В структуре, где обе фазы связны, а сопротивление течению двух фаз различается не сильно, диаграмму а(е) большой го­рячей деформации удается предсказать сложением диаграмм компо­нентов: о= v_ao_a(e)+ ^_y^gy(⁸) ^для феррит-аустенитной структуры [1624]. Осложняет течение только разная скорость рекристаллизации в разных фазах: например, динамическая рекристаллизация (а+р)-латуни шла только в а-фазе [1625].

Когда обе фазы связны, стационарная ползучесть возможна лишь при неизменной конфигурации их объемов и одинаковой скорости ползучести: ё i(oj) = г ₂(о₂). Первая стадия ползучести в такой структу­ре (например, феррит-перлитной [1626]) перераспределяет напряжение между фазами, уравнивая скорости при неизменном внешнем напряже­нии a = v\G\+]/₂<52- Деформация неустановившейся ползучести (пока мягкая фаза течет быстрее) составит 8]«(а - о\)1Е за время Ei/s i(gi) < t <si/e ₂(a).

Преимущество двухфазных структур из зерен интерметаллидов по сравнению с од­нофазными наглядно при сопоставлении напряжений, необходимых для равной скоро­сти ползучести (малые образцы хрупких интерметаллидов испытывают обычно на сжа­тие с постоянной скоростью 10 ⁶ 10"⁷ с"¹, так что при деформации е > 0,1 устанавлива­ется постоянное напряжение, т е. стадия стационарной ползучести). Сплав NiiTiAl- NiAl ползет при 20 МПа и 1150°С с той же скоростью, как однофазный NiAl при 1000°С С введением в CoAl 20 % (объемн ) TiB2 (частицы в 1 . 3 мкм) напряжение для равной скорости ползучести (1,710^-6 с ') при 1300 К выросло с 30 до 110 МПа [1627]. Из таких различий в напряжении ст( £ = const) следует очень большая разница в скорости ползу­чести, поскольку £ ~ст⁴'⁵. Много карбидообразователей (по 1 % Zr, Hf, Nb, Та, Мо, Fe) в соединении с 0,01...0,03 % углерода и бора подняли температуру рекристаллизации NiAl после экструзии до 0,67 Г_пл и замедлили ползучесть на 5...6 порядков [615].

САП. Особый случай - структуры типа САП ("спеченный алюми­ниевый порошок": А1-А1₂0₃), где более прочная и тугоплавкая фаза (пленка оксида) образует связный каркас при малой объемной доле (i/<0,l). Он удерживает от роста мелкое (2 мкм) зерно, препятствует проскальзыванию и накапливает все дислокации на границе фаз, так что выше 0,5 Г_пл почти не видно дислокаций внутри зерна [1628].

Ползучесть САП "дислокационная" (/i> 1) лишь при о!Е> 1 10‘³. Ни­же, при а!Е = 3 10"⁴ САП при v= 0,10 и 0,88 7^ имеет скорость устано­вившейся ползучести 1 10~⁸ с"¹ - примерно такую, как поликристалл А1₂0₃ под напряжением Ы v, и на 8 порядков меньше, чем в тех же усло­виях алюминий [303]. При о!Е = 2 10~³ и 0,62 Т_т скорости ползучести САП и алюминия 10"⁴ и 1 с^-1 соответственно.

Разница в 4...8 порядков от того, что всю нагрузку воспринимает ту­гоплавкий каркас оксида. Такая структура может работать почти до точки плавления матрицы. Более того, при сжатии напряжением dE =310^ скорость ползучести менялась без скачков в интервале 0,96... 1,04 Гпл (когда алюминий уже жидкий) [1629]. К сожалению, в сплавах типа САП рано (уже при деформации 1 %) начинается III ста­дия ползучести от растрескивания каркаса.

Неперерезаемые частицы. Изолированные частицы в матрице, не пе­ререзаемые дислокациями (и не деформирующиеся) - сильное препят­ствие. При обходе их скольжением или переползанием сопротивление движению дислокации vJG- ЫА (при диаметре частиц d межчастичное расстояние Л»dl - в плоскости, поскольку препятствие сильное - §6.4). Если приложено напряжение x>Tj, основным остается процесс дислокационной ползучести (§3.6)

у = Db³pxlkT. (6.8.4)

В однофазной структуре (§3.6) движущую силу Gb²/L перетяжки сет- ки дислокаций переползанием определял шаг сетки L, менявшийся со скоростью dL/dt = (Gb²/L)(DblkT). В двухфазной структуре из движу­щей силы вычитается противодействие х_х = Gbl Л, и тогда dLldt = (DGb^!кТ)(МL-МЛ), пока L<А - шаг сетки меньше межчастич- ного расстояния [1630]. При противодействии ij скорость скольжения дислокаций w = МЬ²(т-т,). При плотности дислокаций р = 1/L² скорость

их аннигиляции переползанием р_ = dp/dr = - (2DGtfll?kT){\- LI А), а скорость размножения скольжением р ₊*2wp/L = (2Mb\ /L³)( 1- х_{ /х). При стационарной ползучести р-н+р.^О, откуда равновесный шаг сетки L₀ = [(MkT/GD)(x-x{)+\/A]'^], и тогда при р = 1IL₀² из (4) скорость ползучести

у kT/DGb = (x/G) ЦМкТЬЮЩх-хО+ЫА]². (6.8.5)

Измеренный при ползучести порог х_{ совпал с сопротивлением Оро­вана GbIA (§6.3) для неперерезаемых частиц А1₆Мп в алюминии; Si0₂, А1₂0₃, Cu₃Zr, Сг и Со - в меди; Y₂0₃ и ТЮ₂ - в никелевых сплавах [1631, 1632]. ’’Противодействие частиц” х_{ удавалось измерить прямо по укорочению образца после разгрузки: кроме мгновенного есть затем еще и медленное (в часах) Ay^x-JG [432].

Когда частиц нет, то Л->оо; Х[ ->0, и (5) переходит в соотношение Дорна (3.6.3) для ползучести однофазного монокристалла: у ~т³. При больших напряжениях х»х> можно упростить (5) до вида у ~(x-xi)\ что для А1-А1₂0₃; Ni-Cr-Th0₂ было найдено как эмпирическое "правило аддитивности напряжений" [432]: в двухфазной структуре под напря­жением т скорость установившейся ползучести такая же, как в одно­фазной (матрице) под напряжением (х - xj).

Пока T>tj и все решает "перетяжка сеток" дислокаций, для двухфазных структур с не- перерезаемыми частицами диаграммы ползучести при разных температурах выше Т₀ = 0,5 Гпл можно совместить, построив их в эквивалентном времени /_Экв = t ехр[(#/&)(1/Г-1/Г₀)] при Я, равном энергии активации объемной самодиффузии в мат­рице (что проверено для А1-7 % (объемн^АЬОз при 0,51...0,72 Гпл и Ni-20%Cr- 2 % ТЬОг [432]).

Плотность дислокаций р = Lo^-2 растет с напряжением, если оно превышает порог ti. При т = ti сетка натянута на частицы так, что L = Л и р = Л'². Действительно, при ползу­чести аустенитной стали (20%Cr, 25%Ni) с мелкими (0,12...0,17 мкм) включениями NbC плотность дислокаций при 0,65 Г_пл оставалась неизменной при а1Е<3 10^, но вы­росла с 5 10⁹ до 15 10⁹ см'², когда напряжения поднялись до а/Е =610^ [1630].

Если напряжения настолько большие (или частицы настолько крупные), что межчас- тичное расстояние А больше не только ячейки сетки дислокаций L, но и размеров суб­зерна dф в матрице, то размер d$, как и в чистом металле (§3.6), определяя пробег дисло­кации, с напряжением меняется как d$/b = G/т. Тогда скорость стационарной ползучести

У ~Cr-Tj)⁵. Для 10...30% (объемн.) частиц SiC в алюминии их размер 1,7...14 мкм опреде­лял величину субзерна независимо от напряжения, и п=5 при Ш2 10⁵. При более крупных частицах (до 46 мкм) субзерно менялось с напряжением так же, как в чистом алюминии, независимо от размера частиц [1633]. Пока т>т;, частицы упрочняют тем лучше, чем они мельче ti ~ Vv Id.

Можно уточнять напряжения Орована как Ti IG = аЫА Например, а»0,4 при учете статистики межчастичных расстояний Д и "нецентральных" сечений сферических частиц плоскостью скольжения [1634]. Для очень малых частиц (сМОб) порог т; размывает тер­мическая активация отрыва дислокации [1635].

Но в любом случае близ х = х_; сменяется механизм: ниже порога х; частицы "пригвоздили" все узлы сетки дислокаций, и свободно пере- 444 страиваться она не может. Закон у ~т³ сменяется иным, и при попытке в окрестностях порога аппроксимировать скорость ползучести в виде у ~т^п получаются произвольно большие п.

Если измерено у = С7(т—п)", то In у = 1 пС+п 1п(т-т0, и дифференцирование дает п = = (T-Ti)d/dt (In у ). Предполагая ц = 0, получают фиктивную величину п'- т d/dt (In у ), ее отношение к истинной п'/п = т/(т—Ti). При неизменном истинном п вычисленное я'тем больше, чем ближе порог: п'->оо, если (Одновременно получаются "нефизические" значения энергии активации, в несколько раз большие, чем для самодиффузии). Напри­мер, в никелевых сплавах с 50% КьА\ при 0,7 Гпл около о/Е~ 1 10° показатель и'увели­чивался до 7... 15, а с частицами оксидов - до 20...50 [1636], тогда как при больших на­пряжениях п = 4...5, как и в чистом металле.

Наибольшее замедление ползучести от частиц - вблизи напряжения Орована vJG = ЫА. Например, близ oJE = 5 10~⁵ всего 0,03 % (объемн.) карбида NbC в феррите с 20 % Сг замедлили ползучесть на два поряд­ка: с 10"* до 10' с~ [1637]. По сравнению с твердым раствором А1- 3 % Mg при 0,6...0,8 Гщ, и тIG ~1 ЮЛ..З 10~³ от введения несопряженных частиц А1бМп размером 0,1 мкм стационарная ползучесть ниже напря­жения Орована vJG »1 10^_3 почти не изменилась. Но она на порядок замедлилась выше порога (и вблизи т, вместо п = 3 получали п' = 5,0...6,8) [1451].

Смена механизмов. Если напряжение ниже порога Орована (x<ii или тfG<blA), ползучесть контролирует движение дислокаций в границах зерна либо поток вакансий (§3.6), так что ’’степенной" закон (3) не ра­ботает: /1=1.

"Дислокационную” ползучесть тормозили частицы в объеме, а более медленную - частицы на границах зерна. Они задерживают зернограничные дислокации, даже если лежат по одну сторону границы. Сопротивление проскальзыванию от природы частиц не зависит и определяется их шагом Л в плоскости границы: в меди замена включений Ge02 на Fe (с модулем сдвига в 8 раз больше) на зернограничное внутреннее трение не повлияла [1638]. Не влияет даже плавление изолированных равноосных частиц: ползу­честь, например, латуни с 3% свинца выше и ниже точки его плавления одинакова [1639].

Для огибания частиц нужно напряжение ti IG - ab_T/A. Поскольку поле зерногранич­ной дислокации простирается не далее А, то а«0,3 [1640]. Вектор Бюргерса ЗГД Ь_г <ЫЪ. Соответствующий порог зернограничной ползучести tj IG - (4...9) 10^ наблюдался при 0,68...0,86 Г_пл в сплавах никеля с 1...2% включений ТЮ2; Y2O3. В меди и золоте с 0,5...6% (объемн.) AI2O3, Si02 v_x!G ~ (1...3) 10^-5 при 0,60...0,87 Г_пл [1640]. Порог для пере­ползания ЗГД создают и поры tj/G~(1...3) 10”⁴ при 3 % пор в оксиде UO2 [1640].

Граница фаз, в отличие от границ зерна, не может быть неограниченным источником (или стоком) вакансий (и путем переползания для многих дислокаций), необходимая сопутствующая миграция границы исключена, если фазы разного состава. Поэтому зернограничная ползучесть двухфазных систем со временем затухает [432] Но возможно ускорение от изменений структуры размера или расположения частиц, образования (всюду или в избранных местах) новых частиц (и пор)

В двухфазном сплаве смена механизма произойдет при той же при­мерно скорости ползучести s , что и в твердом растворе, но при на­

пряжении, большем на величину На карте механизмов деформации (рис. 142) границу "дислокационной" ползучести удобно сравнивать по ее конечным точкам: сходственной температуре 9₀, где напряжение достигает предела текучести, и напряжению о_ь когда она возможна близ точки плавления. Для твердого раствора Ni-20 % Сг (v= 0), структуры с 0,9 % частиц ТЮ₂ в нем и сложнолегированного никеле­вого сплава MAR М200 (табл. 16) с 50 % у'-фазы эти точки приведены ниже [303]:

V	0	0,009	0,5
00	0,22	0,35	0,7
ах!Е	3 10'5	1 10-4	1 10

Почти все жаропрочные сплавы для работы при 650...1000°С никеле­вые, со структурой у/у'. Их рабочая температура 0,55...0,76 Г_пл (для у'- Ni₃Al). (Состав упоминаемых ниже сплавов и количество у'-фазы в на­гружаемой структуре приведены в табл. 16). Как видно, жаропрочный сплав упрочнен настолько, что эксплуатируется (при 0,6 7_Пл) ниже об­ласти дислокационной ползучести.

Размер частиц и скорость ползучести. Цель введения неперерезае­мых частиц в жаропрочный сплав: подняв порог Орована, подавить "дислокационную" ползучесть. Но не безразлично, какой же из меха­низмов ползучести остается. Ниже порога Орована нет отрыва дисло­каций от частиц. Если поперечник зерна L, а межчастичное расстояние А, то границы могут достичь лишь дислокации из прилегающего к ним слоя не толще 2А. Тогда по механизму Кобла (§3.6), где лимитирует поглощение и движение дислокаций в границах зерна, может течь лишь приграничная сетка объемом v = 2АJL.

Диффузионная "перетяжка" неизменной сетки дислокаций (§3.6) по Харперу-Дорну идет при плотности дислокаций р~10⁴ см , т. е. р<< 1/А², когда нет сетки, натянутой на частицы. После переползания на высоту h~d над частицей диаметром d дислокация освободится от нее и пройдет скольжением путь А до остановки у следующей. По-

Таблица 16. Состав некоторых жаропрочных никелевых сплавов, %

Сплав	Cr	Co	w	Mo	Al	Ti	Nb	Та	vy
Rene 95	14	8	3	3	4	2	3	-	нет св.
IN 939	23	20	2	-	2	4	1	1	0,35
SRR 99	8 .	5	9	-	5	2	-	3	0,60...0,70
MAR M247	9	-	10	1	6	2	-	3	0,68
MAR M200	9	10	12	-	5	2	1	-	0,50...0,68
NASAIR 100	10	-	3	1	12	2	-	-	0,56...0,80

скольку переползание много медленнее

скольжения, скорость такой деформации у = = pbv_n(Aid). Под напря­жением х при сходст­венной температуре 0 = = Т/Т_пп скорость пере­ползания (§3.6) = = (0/а_тЩ(тЮ). Тогда скорость ползучести у = (Dla_nnQ)(x(G)fAd или у =(D/a_nnQ)( k^!/V)(t/G).(6.8.6)

Она растет с напря­жением линейно, пока не будет достигнуто напряжение Орована v_x IG = ЫА, где добавится еще и "дислокационная" ползучесть (4).

Рис. 142. Карты механизмов ползучести сплавов на основе никеля [303]:

а - твердый раствор Ni - 20%(ат.)Сг, зерно 100 мкм; б - Ni-20%Cr-0,9%(o6beMH.)Th02 , зер­но 200 мкм (то - напряжение Орована), в - сплав MAR М200 ( 50%(объемн.) у'-фазы, зерно 10 мкм). Нанесены линии постоянной скорости ползуче­сти Температуры отнесены к температуре плав­ления никеля

При неизменной объ­емной доле v измельче­ние частиц поднимает порог Орована хJG = = bv^,2ld, но вместе с тем и ускоряет ползучесть ниже этого порога (чем мельче частицы, тем быстрее дислокации их обходят). Минимум скорости ползучести - при таком размере частиц d, чтобы данное рабочее напряжение т оказалось немного вы­ше порога Орована (рис. 143,6 - задача 189). То же условие миниму­ма скорости и для объ­емной доли частиц при неизменном их размере (рис. 143,в). С учетом же

неоднородности структур надежнее рабочее напряжение немного ниже порога.

Действительно, область рабочих напряжений x/G = 1 Ю”⁴..^ 10“³ при 0,5...0,6 Т_пп двухфазного у/у' жаропрочного сплава MAR М200 (см. табл. 16) лежит немного ниже порога Орована [303]. Скорости ползучести Ю'¹⁰...Ю"⁸ с"¹ в крупнозернистом (100 мкм) поликристалле и менее 10' ⁰ с'¹ в монокристалле (по сравнению с 10 с¹ в однофазном сплаве-матрице, где закон ползучести в этом диапазоне уже степенной) Переписав для напряжения близ порога Орована х\ скорость ползучести (6) в виде у (т*) = = (Dla»_nQbd)(x\/G)², получим (задача 190) как раз 10"^п с^-1 при x\IG = 2 10“³ и 0 = 0,5 или 10~⁹ с ¹ - при 0 = 0,6 для размера частиц d~ 1 мкм [коэффициент самодиффузии (ч 1,с.39) D = D₀e^WQ, D₀~10“² см²/с и а_пл *0,03].

Дислокация может не только обходить, но и увлекать за собой частицы. Если к рав­ноосному включению диаметром d приложить извне силу F, то давление включения на матрицу p~F/d² с разных его сторон разного знака, и есть градиент grad р ~ p/d ~ F/d³. Тогда через объем матрицы со "стороны растяжения" к "стороне сжатия" течет поток вакансий (§3.6) j = (DQJkT) grad р (Q - объем атома), отчего включение перемещается со скоростью W2 = j * (DQJkT)(F/d³) (точное решение задачи о диффузии в матрице с таким полем напряжений [453] содержит еще коэффициент Y2/n). Для увлечения частиц нужно достаточно плохое сопряжение фаз (для испускания и поглощения вакансий их грани­цей), а частицы - много меньше среднего расстояния между дислокациями, чтобы до независимых источников вакансий было далеко.

Если дислокация закреплена цепочкой частиц с шагом А, то сила F= xbA, и дислока­ция движется вместе с частицами со скоростью \\>г = (Л/а_пл0)(Л^²/<^³)(т/б^г). В сравнении со скоростью w>i = v„(AJd) скольжения, контролируемого переползанием, это составит wi/w] = (b/d)²« 1. Таким образом, хотя предельно мелкие частицы (d/b -10) дислокация может увлекать (со скоростью до W2~10 мкм/с близ точки плавления и 0,01 мкм/с около 0,7 Г_пл), бусы частиц всегда движутся много медленнее дислокаций.

Рис. 143. Изменения скорости стационарной ползучести при постоянной температуре:

а - с напряжением при неизменной объемной доле второй фазы (размер частиц 6i>d^, стрелки указывают порог Орована); 5- с разме­ром частиц </при неизменном напряжении; в - с объемной долей час­тиц i/при неизменном их размере d

Рост частиц. При небольших напряжениях третью стадию ползуче­сти вызывает укрупнение мелких частиц по обычному закону d³ = d$+Ct. Если скорость стационарной ползучести ё ~(с - а*)^п, это снижает порог Oi~Gb/A~Gb/d, и при том же механизме ползучести ее скорость со временем нарастает: ё ~[о - Gi(0)(dold)]ⁿ. Отсюда ё (t) пред­сказывается численно по закону роста d(t) [1641]. Например, в у/у'

никелевом сплаве IN939 (см. табл. 16) с v_i = 0,35 при 0,7 Т_пп и низ­ком на-пряжении (а/Е = 3,5 10"⁴) частицы у'-фазы размером 180 нм к деформации 8 = 2% успевали вырасти в пять раз, при g/E = 6 10^-4 вдвое, а при о/Е = 1410^-4 почти не изменились (при высоких напряже­ниях мало времени). Соответственно в первом случае не было стацио­нарной стадии и скорость ползучести непрерывно нарастала. Если же до испытания укрупнить частицы до 400 нм, то вторая стадия ползуче­сти - больше половины жизни образца (крупные частицы медленнее растут) [1642].

Для паропроводов электростанций [1643] допустимая деформация не более 1% за 100000...200000 ч при 530°...575°С (0.45...0,47 Т_т) и а/Е = Г10~³; в них скорость ползучести стали ё -ПО"¹¹ с"¹ - на 7 поряд- ков медленнее, чем в тех же условиях в железе [303]. Ее замедляют кар­биды: при объемной доле v4),02 и размере */«0,06...0,08 мкм они вносят сопротивление а^/ЕмЫЛтб'МУ⁴ - сравнимое с приложенным напряжени­ем, и главная задача - легированием воспрепятствовать их укрупне­нию. При 2 % Сг, 1 % Мо и 0,5 % V в стали цементит при 540°С исчезает уже через 5000 ч, последовательно превращаясь в СГ7С3, Сг₂₃С₆, Мо₂С и VC. Укрупнение этих карбидов контролирует диффузия уже не углеро­да, а металла, так что и после 50000 ч при 570 С размер карбидов 0,06...0,08 мкм (но 0,4...0,6 мкм - в зернограничных цепочках).

Неоднородность структуры. Для медленной ползучести необходима однородность структуры. Коалесценция частиц по границам создает быстро ползущие каемки, особо опасные своей связностью даже при малой объемной доле. Неоднородность размещения и укрупнения кар­бидов зависит и от исходной структуры, несмотря на последующий высокий отпуск. Неприемлемы смешанные структуры: с мягкими пят­нами феррита в бейните или бейнит-мартенситные. В стали одной плавки с увеличением объема свободного феррита скорость ползучести вырастала почти втрое [1643]. Неоднородность порождена дендритной ликвацией и разной по сечению резкостью закалки.

Неоднородность размещения частиц характеризуют старшие моменты и энтропия распределения: межчастичных расстояний, числа частиц на больших площадках или объема полиэдров Вороного с частицей в центре. Чтобы при цифровой обработке изо­бражений оконтурить "белые поля", "расширяют" все частицы на половину среднего межчастичного расстояния А/2 во всех направлениях (и мелкие щели закрасятся), а затем этот контур на А/2 сжимают, отчего останутся лишь большие белые поля [1644]. Когда в получаемом жидкой штамповкой композите из алюминия с 10...30 % (объемн.) коротких волокон AI2O3 вариацию диаметра таких "белых полей" сузили с 70 % до 35 %, длитель­ная прочность (за 1000 ч при 0,45 Гпл) выросла почти в три раза [1644].

Перерезаемые частицы. Хорошее сопряжение изоморфных фаз у: у' позволяет ввести в никелевые сплавы много y'-Ni₃Al (v_Y* >0,5) в виде кубиков с огранкой {100} или шаров, сохраняя связной матрицу. Это поднимает горячий предел текучести за счет сопротивления перерезае­мых у'-частиц и аномальной температурной зависимости их упрочне- ни я (в эвтектике у: у' такой же максимум предела текучести около 700°С, как и в y'-Ni₃AI [1645]). В сложнолегированных у/у' сплавах при 0,67 Гщ, и напряжении о/Е = 1,1 10 ³ с ростом содержания у'-фазы от v_r - 0,35 до 0,65 скорость установившейся ползучести снизилась на два порядка [1646]: с 1 10 ⁸ до 1 Ю~¹⁰ с¹; (в растворе же Ni-Cr с несопряжен­ными частицами ТЮ₂ (т/= 0,01) в этих условиях е -10 ³ с ¹ [303]). Но при 0,80 Гпл и о/Е = 7'Ю"⁴ скорость ползучести практически не менялась с количеством у'-фазы [1646].

Хорошее сопряжение замедляет укрупнение частиц (и третью стадию ползучести). До сих пор не ясно, различаются ли лучшие у/у' сплавы между собой лишь количественно или также и вариантом механизма ползучести. И не сменяется ли сам механизм прямо в диапазоне рабо­чих напряжений и температур.

Задача осложнена тем, что обычно в у/у' сплавах одновременно и в сравнимых объемах присутствуют у'-частицы трех совсем разных раз­меров: 1...2мкм - не растворившиеся при температуре закалки; 0,05...0,20 мкм - выпавшие в процессе закалки и 0,01...0,02 мкм - при старении. Регулируя способом охлаждения размер преобладающих "средних” частиц в сплаве Rene 95, резко меняли скорость установив­шейся ползучести [1647].

При укрупнении у'-частиц эта скорость возросла скачком с перехо­дом через точку тДт«0,86/Л - от (0,4...1)Т0“¹⁰ до (3...6)10 ¹⁰ с ¹ при тех же 0,55 Г_пл и x/G - 6 10“³. При у'- частицах размером 50 нм дислокации были расщеплены в 6 раз шире частиц (образуя в частицах антифазную границу, а в матрице дефект упаковки). Такие дислокации размножа­ются трудно, их мало и ползучесть медленная. При d>50 нм дислока­ции нерасщепленные, петли Орована охватили каждую частицу и со­противление ползучести упало [1647].

Напротив того, при высокой температуре 0,76Гпл и низком напряже­нии а/Е = 1 I0 ³ в сплаве MAR М200 наилучшая структура из возмож­но более крупных (0,5 мкм), но еще правильных, не "слипшихся" куби­ков. Для нее скорость установившейся ползучести 8 10“⁸ с"¹ - в 9 раз меньше, чем при мелких (0,04 мкм) частицах-шариках [1648].

Степень сопряжения. Частицы у'-фазы перерезаются, если сопряже­ние решеток полное: несоответствие периодов решетки фаз е_а = = (а_у - а_у)/а_у столь мало, что при размере частиц d/b<z._а~¹ эпитаксиаль­ных дислокаций на их поверхности нет. При очень хорошем сопряже­нии ([£_а|<0,1 %) ползучесть слабо зависит от размера частиц. Когда сопряжение решеток хуже (|s_a|>0,5 %), ползучесть тем медленнее (в не­сколько раз), чем частицы мельче.

Если у'-фаза при ползучести меняет конфигурацию, ползучесть уско­ряется. Стадии неустановившейся и стационарной ползучести у/у' спла­вов короткие, основное время жизни составляет третья стадия (с пере­

менной структурой). Для стабильности структуры нужна низкая энер­гия границы - малое несоответствие е_а.

Желательны еще и близкие модули упругости, чтобы не было притяжения дислока­ций к границе фаз, а также несоответствия ее = (ЫЕу - а1Еу>) их упругой деформации под нагрузкой. В многокомпонентном сплаве можно добиться е_а * 0, регулируя состав фаз, но баланс нужен при рабочей температуре и напряжении, а модули Еу и Еу' по разному меняются с температурой так, в сплаве NASAIR 100 модуль Юнга у'-фазы при 20°С на 16% ниже, чем у, а при 1000°С - на 12% выше [1649]. Разные и коэффициенты теплового расширения фаз.

Эволюция структуры. Когда структуру регулируют резкостью за­калки (числом центров роста) и режимами старения, самые мелкие частицы (0,04 мкм) - сферические, с полным сопряжением решеток. По мере роста они приобретают огранку по плоскостям наилучшего со­пряжения {100}: начиная от 0,3 мкм при несоответствии |е_а|<0,1 % и от 0,13 мкм - при 8а = - 0,17%. Кубики крупнее 0,5...0,7 мкм образуют правильную решетку, а затем сливаются [1648] в рисунок из прямо­угольников и пластин по трем плоскостям {100}.

Эта исходная структура важна не столько своим сопротивлением ползучести, сколько маршрутом дальнейшей эволюции. Так, в моно­кристалле сплава NASAIR 100 при 0,76 Г_пл под напряжением а/£ = 2* 10^_3 система правильно размещенных вдоль <100> кубиков превращается в пачку пластин у'-фазы вдоль оси сжатия (но поперек оси - при растяжении) [1649]. При изгибе: на стороне сжатия пластины вдоль оси, а на стороне растяжения поперек [1650].

Ориентировку пластин определяет конкуренция двух факторов, разницы модулей упругости фаз Е\ и Е₂ и периодов решетки а\ и а₂. Если пластины лежат вдоль оси де­формации, то модуль упругости двухфазной структуры (§6.1) <E>i = v\E\ + vzE₂, а если поперек, то <Е>т = {v\!E\ + vjJEjy¹. Отношение <E>J<E>j = v\² + vt + у\^{Е₂1Е\ + + Е\1Ег) * \ + v\vb\(E\ - E₂)!E\f>\ У изотропной структуры из у'-кубиков в у-матрице модуль <Е>т < Е < <Е>ь При той же нагрузке упругое удлинение <у/<Е>т наибольшее. Поэтому когда причина - разность модулей, пластины вырастают перпендикулярно оси растяжения

Иное расположение - когда вмешивается разность периодов решетки е_а = = («1 - а₂)1<а> В равновесии пластина покрыта эпитаксиальными дислокациями с ша­гом hlb~eа^-1. Они увеличивают энергию границы фаз на величину Г~е_а (аналогично субграницам - см §6.2, поскольку Е_а «1). При растяжении вдоль пластин появляется разность деформаций фаз ее = g(\/E\ -\1Е₂) и равновесный шаг эпитаксиальных дисло­каций задает сумма Е_а+£Е, т е. Г~(Е_а+£Е)- Если Е_а и ее разного знака, сжатие вдоль пла­стин дает выигрыш в энергии их поверхностей, а растяжение проигрыш Действительно, при е„ = -0,3 % и ее^0,05 % (период у'-фазы меньше, чем у, а модуль Е выше), ползучесть при сжатии создавала у'-пластины вдоль оси образца, а при растяжении - поперек [1649]

Толщина пластин h примерно такая же, как исходных кубиков (что соответствует кратчайшему пути диффузии), а время образования при­мерно то же, что для роста кубиков (без напряжения) до размера h (/j~/^1/3). Так, я! сплаве MAR М200 при 1000°С кубики вырастают до 1 мкм за 1000 ч. Под напряжением же а/£«1,5 10~³ за 100 ч из кубиков 0,13...0,91 мкм образовались пластины толщиной 0,23...0,70 мкм, соот- ¹⁵* 451 ветственно [1648]. Так же и в сплаве NASAIR 100 (в_а = -0,36%) при 1000°С и напряжении g/Е = 2 10~³ через 24 ч формируются у'-пластины поперек оси растяжения, но при 925°С и том же напряжении их нет вплоть до разрушения [1651].

С образованием пластин начинается стационарная ползучесть. Чем крупнее исходные кубики, тем дольше они сливаются в пластины и тем медленнее структура из пластин ползет. Но если разнонаправленные пластины были уже в исходной структуре, она ползет быстро (в ней много стыков пластин - мест перегрузки). Поэтому вряд ли полезны у'-

пластины в поликристалле.

При ползучести монокристалла сплава SRR99 с толстыми (1 мкм) неперерезаемыми стержнями у'-фазы вдоль оси растяжения на I стадии (до 6=1,9% при 0,75Г_ПЛ и а/Е = 110"³) все дислокации накапливаются только на у : у' границе, образуя сетку. Угол разворота от нее рос до стационарного ш*0,5° [1652]. При а/Е - 1,8 10^_3 уже после де­формации 1 % дислокации покрыли у'-пластины сеткой с таким шагом, что сняли несо­ответствие решеток [1653]. Далее дислокации двух систем скольжения аннигилируют, переползая в границе [1652]. При 0,60 Гпл и а/Е~(Ъ...5) 10~³ дислокации накапливались на у : у' границах и угол рос до 0,3° при деформации б = 11 % [1654]. Чем гуще сетка (и больше угол со), тем короче в границе путь х = Ыа переползания поступающих из объе­ма дислокаций и меньше время их аннигиляции t~x~<o~^l. Если ш~е, то контролируемая аннигиляцией скорость скольжения дислокаций в матрице растет как v~t ^_1~б. Тогда скорость деформации de/d/ = pbv~ б или t ~1п е, т. е. е~е^цХ -* ползучесть ускоряется экс­поненциально с накоплением дислокаций на у: у' границах даже при неизменной форме частиц.

Угол о«б, и, значит, большинство дислокаций перерезали у'-частицы (иначе было бы ю»б). Сдвиги в у'-пластине на III стадии превращали ее в пилу [1653]: зубья очерчены плоскостями {111}.

Срез частиц уменьшает площадь их сопротивления пропорциональ­но деформации. Соответственно скорость ползучести растет как е = г ц (1+Се), что опять-таки дает экспоненциальное ускорение, заметное уже при б = 1 %. Для монокристаллов разной ориентировки из сплава MAR М200 скорости ползучести удавалось предсказать, разложив сдвиги и пропорциональный им срез частиц на действующие системы скольжения [1655].

Задержка дислокаций в частицах. Преимущество сопряженных фаз - в ’’проницаемости” частицы. Главное для сопротивления ползучести: если частицы перерезаются, то даже небольшие объемы прочной фазы используются эффективно (ее частицы не могут оказаться балластом, обтекаемым матрицей). Если дислокации легко войти в частицу, но трудно выйти, упрочняют даже и "мягкие” сопряженные частицы в более прочной матрице, например включения неупорядоченного рас­твора в интерметаллиде (от того, что в них распадаются, вздуваются "пузырем" пары дислокаций).

Так, твердость (3-Со(А1, Ni) от выделения тонких (30 нм ) мягких y-(Ni, Со) пластинок выросла с 440 до 580 HV. Упрочняют NiAl и округлые сопряженные включения хрома размером до 20 нм [510].

От 4 % (объемн.) сопряженных шариков неупорядоченной у-фазы (10...30 нм ) в монокристалле y'-Ni₃(AL, Ti) предел текучести при 200 К вырос на Дт/б = 8 10”⁴. В у'-матрице пара дислокаций лежала в плоско­сти (100) с наименьшей энергией АФГ, в у-частицах же она вздувалась в {111} - обычную для ГЦК металлов плоскость скольжения, что хоро­шо различимо на снимках "с ребра” вдоль одной и другой плоскости. Теперь выйти из частицы дислокация может только в "худшую" плос­кость {111} матрицы, и это упрочняет. Вмешиваясь в поперечное скольжение пар {111 }<->{ 100} в у'-матрице, мягкие у-частицы не только упрочняют, но и сдвигают вверх температурную аномалию предела текучести (§4.2).

Сопротивление скольжению соединений металл-металлоид круто падает с нагревом (§4.3). Поэтому их частицы могут стать перерезае­мыми при достаточно высокой температуре. Так, если в Ni₃Al раство­рить углерод [можно до 4,8 % (ат.)С], а часть никеля заместить на хром, то старение дает частицы карбида Сг₂₃С₆ размером 50 нм с той же ори­ентировкой кубической решетки [510]. При 0,32 Г_пл дислокации эти частицы обходят, оставляя петли Орована, а при 0,66 Т_т перерезают (и пары в них распадаются) [510].

Ниже порога Орована важно, что проницаемость частиц исключает и обход их переползанием: застряв внутри частицы, дислокация не может обойти ее по поверхности. При частичном сопряжении дислока­ция в частицу не проникает, но переползание по ее границе много мед­леннее, чем для несопряженных фаз.

Еще одно, косвенное преимущество: если при распаде твердого рас­твора частицы сопряженные, то и при большой объемной доле они могут заполнить объем равномерно. Попутно этим отключается и ме­ханизм Харпера-Дорна (§3.6) - перетяжка трехмерной сетки дислока­ций. Наконец, низкая энергия поверхности раздела при сопряжении - это малая движущая сила коалесценции частиц и медленное изменение структуры при длительной работе.

По перечисленным причинам во многих системах наибольшее со­противление ползучести получают при сопряжении фаз. В частности, сопротивление ползучести композиций металл-интерметаллид при оптимальной структуре много больше, чем самих интерметаллидов. Скорость стационарной ползучести 10^-7с^-1 при 800 С (0,56 Гщ,) достигается в NiAI около 120 МПа. Это напряжение немного выше, чем для лучшего из легированных однофазных сплавов на осно­ве y'-Ni₃Al-B, но в несколько раз хуже, чем для многофазной сложнолегированной композиции МА6000 на основе у/у' [558]. При 1000°С со скоростью 10~⁷ с^-1 NiAI ползет при 10 МПа, Ni₂TiAl - при 20 МПа, а многофазный у/у' никелевый сплав MAR М200 (см. табл. 16) - при 200 МПа. Очевидно, и разработки жаропрочных систем из нескольких интерметаллидов или соединений с метал­лоидами должны пройти тот же долгий путь оптимизации структуры.