Изменение длительной

ческие исследования показали, что на этой стадии циклического деформирования, как и в условиях статического нагружения, наблюдается изменение дислокационной структуры: на границах ферритных зерен генерируются новые дислокации; в отдельных зернах наблюдаются дислокационные сплетения. В наиболее благоприятно ориентированных зернах могут наблюдаться тонкие дислокационные полосы скольжения. Пример дислокационной структуры, формирующейся на этой стадии циклического нагружения в отожженных образцах из низкоуглеродистой стали Ст 3, приведен на рис. 10. Дислокационные скопления преимущественно наблюдаются в области границ зерен (рис. 10, а) и у неметаллических включений (рис. i 0,6).

В случае хрупких металлических материалов или испытаний на усталость при ничких температурах во внутренних объемах отожженных металлов и сплавов образуется малоразвитая дислокационная структура (рис. 20 и 21). Лишь в отдельных зернах наблюдается сильное изменение дислокационной структуры при наличии двойников деформации (рис. 21,6). Более интенсив-

ное изменение дислокационной структуры при низких температурах испытания на усталость наблюдается в приповерхностных слоях металла (рис. 21, г).

Таким образом, приведенная на рис. 4.19, а схема, которая моделирует режим ротационной ковки, отличается от предыдущего случая {см. рис. 4.18, а) принципом суммирования деформации (т. е. соблюдением ее непрерывности). Если в первом случае (рис. 4.18) суммировались деформации, определенные по остаточному изменению формы, то во втором (см. рис. 4.1, 4.19, а) — деформации, обеспечивающие деформационное упрочнение. Именно эти деформации контролируют изменение дислокационной структуры и в конечном счете механические свойства материала после термомеханической обработки.

(в связи с его малым содержанием Ci~0,04%), австалиХ18Н10Т (С'~0,1%) углерод равномерно распределен и наблюдается его частичная сегрегация. После предварительного холодного наклепа растяжением (1 и 5%) с различными скоростями (0,14 140 и 1000 мм/ч) образцы подвергали старению при длительной (до 7000 ч) изотермической выдержке при 450 и 650° С. Кинетику старения сталей при 450 и 650° С исследовали методом измерения микротвердости в установке ИМАШ-9-66 [2], а также рентгено-структурного анализа по изменению ширины интерференционной линии от плоскостей (311). Характер распределения второй фазы и изменение дислокационной структуры в обеих сталях при выдержке до 4000 ч изучали с помощью просвечивающей электронной микроскопии.

Изменение дислокационной структуры в процессе деформации в зависимости от мгновенной структуры материала и условий нагружения в настоящее время не позволяет дать количественную оценку инженерных прочностных характеристик материала на основе дислокационной модели, хотя и объясняет многие особенности поведения материала, связанные с режимом нагружения.

Определение плотности дислокаций в приповерхностном слое является трудной экспериментальной задачей. Применение метода ферромагнитного резонанса (ФМР) может облегчить задачу. Уши-рение линии ФМР в пластически деформированном ферромагнетике определяется присутствием дислокаций в кристаллической решетке. Причина уширения заключается в магнитострикционной связи между спонтанной намагниченностью и упругим полем дислокации. Между шириной линии (АЯ) и плотностью дислокации р наблюдается линейная зависимость до значения р *=» 1011 см~2 [8]. Так как электромагнитное поле высокой частоты проникает в глубь металла на величину 10~4—1СГ5 см, то уширение АЯ будет отражать изменение дислокационной структуры в приповерхностном слое.

Согласно зависимости распухания материалов от плотности дислокаций (см. рис. 77) для предсказания влияния холодной обработки на распухание металлов и сплавов при заданных условиях облучения необходимо знать: дислокационную структуру отожженных образцов; дислокационную структуру холоднообработан-ных образцов; изменение дислокационной структуры отожженных и холоднообработанных образцов в процессе облучения.

Электронно-микроскопические данные показывают, что в процессе эксплуатации происходят изменение морфологии цементитных пластин, увеличение скалярной плотности дислокации и изменение дислокационной структуры, которая из сетчатой становится ячеисто-клубковой. Происходит фрагментация цементитных пластин путем перерезания их дислокациями, что приводит к уходу атомов углерода из цементита. Установлено, что объемная доля цементита в перлите за 30 лет эксплуатации уменьшается на 20-30 %. На электронно-микроскопических снимках длительно эксплуатированных труб (20 лет и более) по границам зерен перлита наблюдаются частицы вновь образованного карбида и увеличение количества изгибных контуров [93]. На образцах параллельно со структурными исследованиями проводились измерения микротвердости с помощью микротвердомера ПМТ-3 и определение остаточного напряжения (Ad/d) с применением рентгеновской методики. Полученные данные показывают, что с увеличением длительности эксплуатации металла труб значения микротвердости в области концентраторов.напряжений увеличиваются от 22-Ю8, а значения Ad/d в основном металле увеличиваются от 5,0-10"4 до 5,3-10"4 ПА и в сварном шве от 4,9-Ю-4 до 5,1-Ю"4 ПА. Эти факты указывают на охрупчивание локальных областей трубных сталей в процессе эксплуатации. На это же указывает извилистое распространение усталостных трещин, которое наблюдается в состаренных трубных сталях [91].

Механические свойства некоторых металлов с низкой энергией дефектов упаковки (никель, медь, латунь) при возврате изменяются слабо, что указывает на незначительное изменение дислокационной структуры. Другие металлы (алюминий, а-же-лезо) сильно разупрочняются. После слабой деформации механические свойства кремнистого и алюминиевого железа в резуль-, тате возврата при 700—800° С восстанавливаются полностью, при других температурах частично (рис. 66), Характерно, что раз-упрочнение деформированного металла' (например, алюминия, железа) при нагреве существенно ускоряется в случае приложения внешнего напряжения, вызывающего пластическую деформацию (рис. 67), что, возможно, связано с ускорением перемещения вакансий и, следовательно, переползания дислокаций. Приложе-ние знакопеременной нагрузки также способствует возврату (150],

Рис 61 Изменение дислокационной структуры при отпуске закаленной стали 40Ф фольга Х20 000 (В М Фарбер)

На рис. 29 дано изменение длительной прочности за 100 ч в функции ориентации волокон. Разрушение однонаправленных образцов в направлении 0° при испытании на длительную прочность появлялось на второй стадии ползучести, довольно продолжительной, третья стадия ускорения отсутствовала. Из-за отсутствия данных по ползучести волокон бора в данный момент нельзя решить, какие именно параметры влияют на вторую стадию ползучести и долговечность композита. В [66] предполагается, что вторая стадия ползучести композита определяется ползучестью волокон, и подтверждается это предположение результатами работы [42] (см. рис. 6), полученными при температуре (538 °С), более высокой, чем используемая в [66] (316 и 204 °С).

Рис. 1. Изменение длительной прочности за 100 и 1000 час. в зависимости от темп-ры: хайнес 99, рефракталой 70, рефракталой 26, S-590, N-155, HS-95, G-18B, S-588.

600 700 800 900 ЮОО Температура. °С Рис. 4. Изменение длительной прочности сплава S-590 в зависимости от темп-ры.

Табл. 3.--Изменение длительной жаропрочности сплава в зависимости от припуска и нагревающей среды

Рис. 43. Влияние малых добавок В, Се, Ca, Ba, Be на изменение длительной прочности сплава ЭИ617

Фиг. 3. Изменение длительной прочности теплостойких сплавов в зависимости от температуры (продолжительность испытаний Т = Ю'ОО час.):

В то же время известны зависимости, имеющие экстремальный характер. К ним относятся: изменение длительной пластичности ек в функции времени до разрушения тр [59], напряжения а [34], температуры Т при длительном разрыве с постоянной скоростью деформирования [32]; изменение долговечности N по числу циклов до разрушения в зависимости от температуры Т [2 ] и по суммарному времени Л/тц в зависимости от продолжительности цикла тц [7 ] при длительной термической усталости (рис. 21). Наличие минимумов на приведенных кривых свидетельствует о существовании областей по параметрам длительного статического и термоциклического нагружения, в которых способность материала к накоплению пластических деформаций наиболее ограничена.

В настоящем разделе анализ характера особенностей взаимодействия термоциклических и длительных статических повреждений проводили на основании комплексных исследований структуры и физико-механических свойств аустенитной стали. Экспериментальные данные по долговечности сталей 15Х1М1Ф и 12Х1МФ в режимах комбинированного нагружения свидетельствуют об аналогичном характере изменения параметра суммарной относительной долговечности Ас в зависимости от напряжений ползучести, характерных для работы теплоэнергетических установок (см. рис. 40). Наряду с этим при предварительном термоциклиро-вании (рис. 36, б) имеет место в общем однотипное изменение длительной пластичности сталей 12ХШФ и 12Х18ШОТ,

Рис.9.10. Сплав Udimet-700. Изменение длительной прочности при 850 °С в результате образования cf-фазы [27]:

Весьма показательным является изменение длительной прочности швов после нормализации и последующего отпуска. Этот вид термической обработки перспективен, как указывалось ранее, по условиям устранения неоднородности сварных соединений и снижения их склонности к локальным разрушениям. При сравни-нительно невысоких температурах и длительности до разрушения прочность шва в этом термическом состоянии заметно меньше, чем в отпущенном или исходном. Связано это, очевидно, с эффектом упрочнения швов двух последних состояний за счет наклепа при сварке, снимаемого при нормализации. Однако, когда при более высоких температурах и большой длительности испытания (550° С—105 ч) упрочняющее влияние наклепа устраняется, прочность нормализованного и отпущенного состояния сближается. В этом случае полностью сохраняется преимущество нормализованного и отпущенного состояния шва в смысле наиболее высокой длительной пластичности и меньшей вероятности межзеренного разрушения. Аналогичное влияние нормализации выявлено и в швах типа Э-ХМФ (см. рис. 34).

Изменение длительной прочности и пластичности металла аусте-нитных сварных швов подчиняется общим закономерностям, характерным для сварных швов (п. 6). При умеренной для данной композиции температуре испытания или предельной температуре, но при ограниченном времени до разрушения прочность сварных швов обычно выше, чем стали близкого легирования. С повышением температуры и времени испытания длительная прочность