/
Автор: Гецов Л.Б. Борздыка А.М.
Теги: механика деформируемых тел упругость деформация металлургия металлы и сплавы
Год: 1978
Текст
ЖЬГЕЦвВ
РШШДМ
шившей
в мвшш
в ШШ1
A. M. БОРЗДЫКА,
Л. Б. ГЕЦОВ
РЕЛАКСАЦИЯ
НАПРЯЖЕНИЙ
В МЕТАЛЛАХ
И СПЛАВАХ
Издание второе,
переработанное и дополненное
Москва „МЕТАЛЛУРГИЯ" 1978
УДК 539.389.3
Рецензент докт. техн, наук М. Л. Хенкин
УДК 539.389.3
А. М. Б о р з д ы к а, Л. Б. Г е ц о в. Релаксация напряжений
в металлах и сплавах. Изд. 2-е, перераб. и доп. М., «Металлургия», 1978.
256 с.
Рассматривается релаксация напряжений в металлических мате-
риалах и основные параметры, ее определяющие (напряжение, время,
температура). Дается обзор современных методов изучения релакса-
ции напряжений и анализируются ее критерии. Описываются особен-
ности релаксационного процесса при нестационарных (температурных
и силовых) режимах. Приводятся экспериментальные данные о влия-
нии легирования, термической и термомеханической обработки, экс-
плуатационных условий на релаксационную стойкость металлов и
сплавов.
По сравнению с первым изданием существенно увеличен объем
экспериментальных и теоретических данных о циклической релакса-
ции напряжений и разрушении в условиях релаксации, значительно
большее место отводится освещению роли структурного фактора.
Явления релаксации и ползучести рассматриваются с учетом совре-
менных металлофизических представлений.
Книга предназначена для инженерно-технических и научных
работников металлургической и машиностроительной промышленно-
сти. Ил. 148. Табл. 61. Список лит.: 150 назв.
© Издательство «Металлургия», 1978
Б
31102—060
040(01)—78
97—78
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие ко второму изданию..................................... 3
Введение............................................................ 4
Глава I. Основы релаксационной стойкости
металлических материалов
1. Явление релаксации напряжений.................................... 8
2. Механизмы релаксации напряжений ............................... II
3. Аналитическое описание релаксации напряжений................... 15
4. Релаксация напряжений и ползучесть ............................ 17
5. Особенности релаксации напряжений при различных температурах . . 42
Глава II. Методы изучения релаксации напряжений
1. Релаксация при растяжении и сжатии ............................. 46
2. Релаксация при изгибе и кручении............................... 50
3. Релаксация в винтовых пружинах ................................ 54
4. Сопоставление характеристик релаксации напряжений при различных
видах нагружения................................................... 58
5. Релаксация при сложнонапряженном состоянии..................... 63
6. Влияние условий нагружения и разгружения....................... 70
7. Критерии релаксации напряжений ................................ 75
Глава III. Влияние внешних факторов
на процесс релаксации напряжений
1. Начальное напряжение ........................................... 84
2. Предварительная пластическая деформация.................... 90
3. Время ......................................................... 98
4. Температура................................................... 100
5. Масштабный фактор............................................. 102
6. Нейтронное облучение ......................................... 105
7. Совместное влияние основных параметров релаксации............. 106
Глава IV. Циклическая релаксация напряжений
1. Релаксация при повторных нагружениях .......................... 108
2. Релаксация при знакопеременном нагружении..................... 117
3. Релаксация при циклическом изменении температуры.............. 122
4. Длительная прочность в условиях релаксации напряжений......... 135
Глава V- Влияние легирования
на релаксационную стойкость сплавов
1. Стали перлитного класса........................................ 153
2. Феррито-мартенситные стали.................................... 163
3. Мартенситно-стареющие стали .................................. 170
4. Стали для горячих штампов..................................... 172
5. Аустенитные стали и железохромоникелевые сплавы............... 172
6. Сложнолегированные никельхромовые сплавы...................... 178
7. Кобальтсодержащие никельхромовые сплавы ...................... 182
8. Цветные металлы и сплавы ..................................... 185
9. Тугоплавкие металлы и сплавы ................................. 194
Глава VI. Релаксационная стойкость сплавов
в связи с их структурой и обработкой
1. Микроструктура и релаксационная стойкость...................... 198
2. Влияние термической обработки на релаксационную стойкость ау-
стенитных сталей и сплавов ...................................... 205
255
3. Влияние термомеханической обработки на релаксационную стой-
кость сталей и сплавов ........................................... 215
4. Повышение релаксационной стойкости сталей и сплавов методом
«тренировки» ..................................................... 221
5. Структурные превращения в процессе релаксации напряжений . . . 228
Глава VII. Релаксация технологических
и эксплуатационных напряжений
1. Релаксация технологических напряжений.................... 236
2. Релаксация эксплуатационных напряжений................... 240
Приложение 1. Программа для расчета кривых релаксации по
теории упрочнения со структурным параметром . . 242
Приложение 2. Перечень марок сталей и сплавов, характери-
стики свойств которых приведены в таблицах и
рисунках.................................................... 246
Список литературы........................................... 249
Предметный указатель........................................ 254
ПРЕДИСЛОВИЕ
КО ВТОРОМУ ИЗДАНИЮ
«Основные направления развития народного хозяйства СССР
на 1976—1980 годы», принятые XXV съездом КПСС, предусма-
тривают улучшение качества выпускаемых машин и оборудования,
повышение их надежности в эксплуатации. В ряде случаев пока-
затели релаксационной стойкости являются определяющими ха-
рактеристиками материалов для изделий ответственного назна-
чения, а точность и надежность многих конструкций непосредствен-
но связаны с релаксационной стойкостью применяемых металлов.
Настоящее издание существенно отличается от предыдущего,
вышедшего в 1972 г. Заново написана глава I, в которой рассма-
триваются физические аспекты релаксационной стойкости метал-
лических материалов, а также аналитические и феноменологиче-
ские зависимости. Глава IV, посвященная циклической релакса-
ции напряжений, дополнена новыми экспериментальными и тео-
ретическими данными, главным образом о разрушении металлов
в условиях релаксации напряжений. Расширен круг сведений,
касающихся влияния легирования на релаксационную стойкость
сплавов, преимущественно при повышенных температурах. Ре-
лаксации напряжений в металлах и сплавах при комнатной тем-
пературе уделяется меньшее внимание, так как это достаточно
подробно освещено в монографиях А. Г. Рахштадта, а также
М. Л. Хенкина и И. X. Локшина. Добавлена глава VII о ре-
лаксации технологических и эксплуатационных напряжений.
Как и в первом издании, авторы не преследовали цели пред-
ставить систематизированные характеристики релаксационной
стойкости различных материалов. Эти характеристики приводятся
во всем тексте для иллюстрации излагаемых положений. В при-
ложении 2 дается перечень марок сталей и сплавов с указанием
таблиц и рисунков, где для них приведены численные значения
релаксационной стойкости и других механических свойств. Это
даст читателю возможность получить достаточно полное предста-
вление о релаксационной стойкости интересующей его стали
(сплава).
Главы I, IV и VII написаны Л. Б. Гецовым, главы V и VI —
А. М. Борздыкой, главы II и III — совместно.
Авторы благодарят О. А. Кайбышева, А. А. Чижика, М. Л. Хен-
кина, а также сотрудников различных организаций, оказавших
помощь при подготовке нового издания монографии.
ВВЕДЕНИЕ
Термином «релаксация напряжений» обычно характеризуют
уменьшение напряжений о во времени т под влиянием ползучести
в нагруженном жестком теле (например, растянутом или сжатом
стержне) при постоянных линейных размерах. Такие напряжения
либо специально создают при сборке узлов машин и установок для
обеспечения их нормальной работы (крепежные соединения, пру-
жинящие элементы), либо они неизбежно возникают в процессе
изготовления (сварочные и технологические напряжения) или экс-
плуатации деталей (термические напряжения). В частности, ре-
лаксация напряжений может наблюдаться при вылеживании де-
тали после термической обработки, при низкотемпературном от-
пуске, при переменном нагружении в условиях заданной ампли-
туды деформации и т. д.
Применительно к твердым телам явление релаксации напря-
жений впервые было рассмотрено Максвеллом, который предло-
жил модель вязко-упругой среды, характеризуемую уравнением
du д. de ст ,, ч
тГ’
где тг — коэффициент, обычно называемый временем релаксации;
Е — модуль упругости; е — деформация.
При тг = оо выражение (1) превращается в закон Гука, при
о = const — в уравнение вязкого течения Ньютона: а = E%rdddx,
при е = const — в уравнение релаксации Максвелла:
Позднее Больцман описал зависимость деформации от времени
с учетом всей предыстории деформирования ,(т*) материала:
t
а (т) = Ее (т) — J f (т — т*) е (т*) t/т*. (3)
о
Если принять / (т — т*) = Е/хг ехр [—(т — т*)/тг], то после
дифференцирования уравнения (3) получим уравнение (1).
Теория структурной неоднородности (Вихерт) предполагает,
что твердое тело состоит из ряда структурных составляющих,
поведение каждой из которых описывается уравнением Максвелла.
Теория структурной неоднородности была разработана Вартен-
бергом, Мазингом и Беккером. Подобные подходы используются
и в настоящее время в различных структурных моделях.
На основе опытов, проведенных при комнатной температуре,
Шведов пришел к выводу, что в твердых телах релаксируют лишь
напряжения, составляющие избыток над пределом упругости.
Феноменологическая теория релаксации напряжений, осно-
ванная на термодинамических соображениях, развита в работах
Б. Н. Финкельштейна и Н. С. Фастова.
Технические теории ползучести, разработанные Ю. Н. Ра-
ботновым, Л. М. Качановым, Н. Н. Малининым и другими со-
ветскими учеными, являются дальнейшим развитием рассмотрен-
ных выше простейших теорий, описывающих явления неупругого
поведения твердых тел, которые находят широкое практическое
применение. Тем не менее, использование механических моделей
оказывается плодотворным при изучении релаксации напряжений,
проводимом на современном уровне.
Первое экспериментальное исследование релаксации напряже-
ний в металлах было выполнено Н. С. Курниковым и С. Ф. Жем-
чужным. Наблюдая за истечением металла через малое отверстие,
они пришли к выводу, что нисходящая ветвь кривых истечения
металлов отражает релаксационный процесс. В работах Вартен-
берга, Н. Н. Давиденкова и П. А. Сахарова процессы релаксации
отождествляются с явлением упругого последействия: сущность
обоих процессов состоит в постепенном нарастании пластической
деформации за счет последовательно протекающих в отдельных
кристаллах актов сдвиговой деформации.
В. Д. Кузнецов рассматривал процесс релаксации как течение
вещества, сопровождающееся упрочнением.
Я- И. Френкель полагал, что отличие предела упругости от
нуля в реальных материалах связано с нарушениями строения
кристаллической решетки и объяснял процесс релаксации пони-
жением предела упругости при восстановлении строения решетки,
обусловленном диффузией атомов под действием силового поля.
С. И. Губкин, исследуя истечение дюралюминия, пришел к вы-
воду, что в поликристаллическом металле скорость релаксации
напряжений зависит от скорости межзеренных скольжений и вну-
трикристаллических сдвигов.
С. Т. Конобеевский, изучая механические и физические свой-
ства металлов, установил, что релаксация напряжений, обусло-
вленная диффузионными встречными токами, приводит к неодно-
родному распределению компонентов в твердом растворе. На ос-
нове обширных экспериментальных исследований И. А. Одинг
выдвинул гипотезу о двойственности в механизме релаксацион-
ного процесса, согласно которой явление релаксации напряжений
обусловлено протеканием: а) процессов диффузионного характера,
затухающих по истечении сравнительно небольшого времени (10—
100 ч); б) процессов механического характера — сдвигов, пово-
ротов мозаичных блоков, не прекращающихся даже при очень
длительных выдержках. Б. М. Ровинский на основе рентгено-
структурных исследований процесса релаксации в металлах пред-
положил, что явление релаксации обусловлено действием упруго-
пластических, упруго-вязких и диффузионных процессов. Под-
робно этот подход рассматривается в гл. I.
В настоящее время наибольшее распространение получила та
точка зрения, что релаксация "напряжений (подобно ползучести)
является результатом как сдвигово-дислокационных, так и диф-
5
фузионных процессов. Процессы первого типа связаны с коопе-
ративным передвижением группы атомов (например, по плоскостям
сдвигов и т. д.); процессы второго типа — с индивидуальным пере-
мещением отдельных атомов как у границ зерен основной струк-
туры, так и по всему объему поликристалла. Преобладающая роль
того или иного явления, контролирующего процесс релаксации,
зависит от рабочей температуры и от уровня действующих на-
пряжений.
Исследования, проведенные в последние годы, показали, что
релаксация напряжений может происходить в различных метал-
лах и сплавах при нормальной, высоких, а в ряде случаев и при
отрицательных температурах. Установлена возможность разру-
шения деталей, работающих в условиях релаксации напряжений.
Целесообразно различать макрорелаксацию напряжений (в ма-
териале, деталях), реализуемую путем макроползучести в усло-
виях, затрудняющих изменение линейных размеров детали, и
микрорелаксацию напряжений, вызванную процессами микро-
ползучести как между элементами микроструктуры (релаксация
второго рода), так и внутри их (релаксация третьего рода). Макро-
релаксация напряжений в детали может быть обусловлена про-
цессами микрорелаксации в элементах структуры.
Для получения материалов с высокой релаксационной стой-
костью необходимо знать механизм и основные закономерности
процесса релаксации напряжений, а также факторы, влияющие
на него.
Сопротивление материала релаксации напряжений можно
повысить посредством термической обработки, обеспечивающей
оптимальную для релаксационной стойкости структуру (в част-
ности, такую структуру, при которой повышается сопротивление
релаксации на первой стадии процесса); термомеханической об-
работки (ТМО); термоциклической обработки (ТЦО); повторными
нагружениями.
Можно полагать, что получение необходимой информации
о характеристиках релаксационной стойкости различных кон-
струкционных материалов в ближайшие годы будет идти двумя
путями:
1) непосредственным испытанием'таких материалов на релак-
сацию напряжений по существующим методикам (включая наи-
более распространенный в наших лабораториях метод испытания
колец равного сопротивления изгибу) в течение такого времени,
которое соответствует заданным срокам службы или приближа-
ется к ним [1 ];
2) применением расчетных методов оценки сопротивления ре-
лаксации (характеризуемой ползучестью при переменном напря-
жении) по данным испытаний на ползучесть (при постоянном
напряжении).
Например, характеристики релаксации для условий однократ-
ного нагружения, как будет показано ниже, можно с достаточной
6
точностью рассчитывать по теориям упрочнения или течения.
Распространение электронных вычислительных машин позволит
широко использовать для определения характеристик релакса-
ции первичные кривые ползучести материалов.
Оба эти направления являются правомерными и отнюдь не
исключают друг друга.
Так, если сплав разрабатывается или исследуется для деталей,
работающих в условиях жесткого нагружения (возможной ре-
лаксации напряжений), то целесообразно испытывать его не на
ползучесть, а на релаксацию, так как это значительно менее тру-
доемко, особенно если исследовать кольца равного сопротивления
изгибу (по И. А. Одингу) или винтовые пружины (по А. А. Чи-
жику). В последнем случае результаты испытаний на релакса-
цию используют даже для расчетного определения характеристик
ползучести. Кроме того, поскольку предложенные расчетные ме-
тоды определения сопротивления повторной релаксации не нашли
еще достаточно широкого применения, проведение соответствую-
щих испытаний для оценки этой характеристики является совер-
шенно необходимым.
В данном издании книги, как и в первом [2 ], нашли отражение
оба направления: экспериментальное и аналитическое.
ГЛАВА I
ОСНОВЫ РЕЛАКСАЦИОННОЙ СТОЙКОСТИ
МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ
Кристаллическое тело, перешедшее под воздействием внешних
сил в неравновесное состояние, всегда стремится возвратиться
в равновесное состояние. Процесс перехода кристаллического
тела из неравновесного состояния в равновесное называют ре-
лаксационным.
В настоящей главе рассматриваются основные положения
релаксации напряжений в металлах и сплавах, включая меха-
низмы релаксации при разных температурах, аналитические опи-
сания и феноменологические подходы, используемые для расчет-
ного определения сопротивления релаксации.
1. ЯВЛЕНИЕ РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
В идеальном (бездефектном) монокристаллическом теле все
процессы, вызванные внешними силами, обратимы.
В однородных и изотропных твердых телах явление релакса-
ции напряжений есть проявление процесса ползучести при усло-
вии постоянства суммарной деформации
ео = еу + еп + встр + епл = const, (4)
где еу — упругая деформация; епл — пластическая мгновенная
деформация, возникающая при нагружении; еп — деформация
ползучести; естр — деформация, вызванная изменениями струк-
туры, сопровождающимися изменением объема. При нагружении
напряжениями о, меньшими предела упругости оу, епл = 0.
Для структурно стабильных материалов, а также для материалов,
не меняющих объема при структурных изменениях, естр = 0.
Продифференцировав условие (4) по времени т, получим основное
уравнение релаксации, позволяющее рассчитывать скорость про-
цесса:
"ё" + еп + естР — 0. (5)
Не следует думать, что изменения структуры сплава в про-
цессе длительной работы при повышенных температурах оказы-
вают влияние на скорость процессов релаксации только через
последнее слагаемое уравнение (5). Определенную роль играет
и так называемое релаксационное разупрочнение (или упрочне-
ние) — ускорение (или замедление) процессов релаксации в связи
с разупрочнением (или упрочнением) металла в условиях ползу-
чести под влиянием изменений структуры: выделений дополни
8
тельных количеств упрочняющей фазы, ее коагуляции, растворе-
ния и т. д. Одним из примеров такого релаксационного разупроч-
нения является появление третьей стадии на кривых релаксации
в условиях, когда член естр формулы (5) сравнительно невелик.
Подробнее эти вопросы рассматриваются в гл. VI.
Релаксация напряжений наблюдается при различных темпе-
ратурах, в том числе и близких к абсолютному нулю. Например,
в работе [3 ] описана релаксация у меди при 4,2 К- У напряженных
деталей, изготовленных из различных металлов и сплавов, в про-
цессе длительной выдержки при комнатной температуре накап-
ливаются остаточные деформации и уменьшается уровень напря-
жений (коробление чугунных станин, изменение упругих свойств
пружин, растрескивание закаленных деталей и т. д.).
Релаксация напряжений при повышенных и высоких темпе-
ратурах является процессом, который необходимо учитывать
при оценке напряженного состояния различных крепежных де-
талей, а также дисков и лопаток турбин и других деталей, в кото-
рых при эксплуатации образуются температурные напряжения.
Микрорелаксация напряжений наблюдается у плоского скоп-
ления скользящих дислокаций, у вершины трещины, образовав-
шейся по плоскости скола, у вершины двойника [41. Если тре-
щина движется достаточно медленно, а материал не очень хрупок,
то вследствие релаксации развитие трещины либо замедляется,
либо вообще прекращается. В результате релаксации суммарная
раскалывающая дислокация в вершине трещины заменяется полем
равномерно распределенных дислокаций внутри цилиндра ради-
усом соответствующим такому расстоянию, на котором силы
взаимного отталкивания дислокационных петель равны пределу
упругости материала. Таким образом, упругие напряжения, со-
здаваемые трещиной, полностью релаксированы. Релаксация
происходит и в конце линий сдвига. Источники дислокаций вто-
ричных систем посылают петли дислокаций в окрестности скоп-
ления, так что напряжения около него частично уменьшаются —
релаксируют.
В реальных телах, помимо описанных выше процессов релак-
сации напряжений, наблюдаются релаксационные процессы, про-
исходящие вследствие различных неупругих процессов. Эти про-
цессы проявляются при напряжениях, намного меньших сгт.
Рассмотрим некоторые положения теории неупругости [5]. При
статическом нагружении в образце возникает деформация, кото-
рая может быть представлена в виде суммы е = е' + е", где е' —
деформация, возникающая мгновенно во времени и определяемая
упругими свойствами идеальной решетки; е" — деформация, рав-
новесное значение которой достигается во времени. Эту деформа-
цию называют неупругой, квазинеупругой или дополнительной
упругой деформацией. Время, необходимое для установления рав-
новесного значения деформации, определяется процессами, про-
исходящими внутри твердого тела под действием внешних напря-
9
жений. Природа этих процессов может быть атомной, магнитной
и тепловой. Атомная перестройка — это упорядочение атомов под
напряжением в твердых растворах внедрения. Время установле-
ния равновесного состояния (время релаксации) определяется
частотой переходов внедренных атомов из одних позиций в дру-
гие, т. е. временем установления диффузионного равновесия.
Под воздействием магнитного поля изменяются геометрические
размеры ферромагнетика — происходит магнитострикция. Это
явление обратимо: механические напряжения со временем изме-
няют намагниченность ферромагнетика, что приводит к возникно-
вению дополнительной деформации. Сущность тепловой пере-
стройки легко пояснить на примере изгибаемой балки. Реакцией
материала балки на деформацию является нагрев сжатых областей
и охлаждение растянутых, что создает градиент температур по
высоте сечения, который и приводит к дополнительной деформа-
ции, зависящей от времени.
В релаксационных процессах обычно различают модули упру-
гости: нерелаксированный (адиабатический) Еп и релаксирован-
ный Ер, характеризующий состояние материала, деформация
в котором достигла своего равновесного значения. Разницу этих
модулей называют дефектом модуля Д = (Е„ — Ер)/Ен.
Если в образце создана деформация е0, то для ее поддержа-
ния надо уменьшать напряжение. Скорость этого уменьшения
тем больше, чем больше напряжение отклоняется от равновесного
значения <т0:
сг=-^-(сТо—<т), (6)
где тЕ — время релаксации напряжений при постоянной дефор-
мации.
Между дефектом модуля Д, временем релаксации т, частотой со
и относительным рассеянием энергии за период колебаний б
(внутренним трением) существует связь
я Длог
° ~ 1 4-со2т2 1
Зинер теоретически рассчитал времена релаксации для ряда
важнейших процессов и построил релаксационный спектр метал-
лов при 20° С (рис. 1).
Исследования релаксационных процессов~при низких напря-
жениях имеют практическое значение. Измерения внутреннего
трения дают возможность рассчитать время релаксации и, сле-
довательно, определить подвижность и концентрацию точечных
дефектов, а также коэффициенты диффузии при низких темпера-
турах. Кроме того, измерение внутреннего трения позволяет по-
лучать количественные данные о кинетике и механизме выделения
и растворения избыточной фазы, о деформационном старении,
10
циклической нестабильности, упорядочении, превращениях при
отпуске, рекристаллизации и т. д.
Представления исследователей, обобщивших уравнения клас-
сической теории упругости на случаи, когда имеют место неупру-
гие явления, были положены в основу различных механических
моделей твердого тела. Модель Максвелла (рис. 2, а) состоит из
последовательно соединенных элементов: упругого Е и вязкого т]
Рис. 1. Спектр релаксационных
процессов по Зинеру:
1 — анизотропное распределе-
ние пар растворенных атомов
под действием напряжений; 2 —
процессы на границах зерна;
3 — процессы иа границах двой-
ников; 4 — упорядочение рас-
творенных атомов в сплавах ти-
па внедрения; 5 — процессы,
обусловленные поперечными
тепловыми потоками; 6 — про-
цессы, связанные с межкристал-
литными тепловыми потоками
Рис. 2. Модели твердого тела
(г] = £тг), а модель Фойгта 1 (рис. 2,
б) — из параллельно соединенных
элементов Е и тр Модель Пойнтин-
га—Томсона, показанную на рис. 2,
в, обычно называют моделью стан-
дартного линейного тела. На
рис. 2, г изображена одна из комби-
наций моделей Максвелла и Фойгта.
На основании уравнения с четырь-
мя постоянными коэффициентами, описывающего свойства тела
Пойнтинга—Томсона и имеющего вид
ако ф- п2о = bLe ф- Ь2е, (7)
Зинер пришел к выводу, что при простом растяжении такое тело
должно характеризоваться тремя параметрами тгЕ, тгО и Ер,
связанными между собой зависимостью
о + тГЕо = £р(е ф- тгОё), (8)
где тгЕ и trO — время релаксации при постоянной деформации
и постоянном напряжении соответственно.
2. МЕХАНИЗМЫ РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
В соответствии с современными представлениями о механизмах
ползучести любым температурно-силовым условиям ползучести
металла соответствует своя стабильная деформационная субструк-
1 Модель, изображенную на рис. 2, б, иногда называют моделью Кельвина.
11
тура, определяемая размерами субзерен и плотностью активных
дислокаций внутри этих субзерен. Чем выше температура и меньше
напряжение, тем больше размер стабильного субзерна и меньше
плотность активных дислокаций.
Формирование стабильной деформационной субструктуры —
процесс, термически активируемый. Он происходит во время тер-
мической и термомеханической обработки сплава. Завершается же
этот процесс в условиях испытания на ползучесть (релаксацию
напряжений) — на первой стадии ползучести. Таким образом,
исходная дислокационная структура оказывает влияние в первую
очередь на кинетику развития деформации на стадии неустапови-
вшейся ползучести.
При оценке характера влияния исходной деформационной
структуры на кинетику процессов ползучести следует иметь в виду
следующие положения: металл с меньшим размером субзерен
обладает большим сопротивлением ползучести; повышение плот-
ности активных дислокаций ускоряет процесс ползучести; вся-
кого рода препятствия перемещению дислокаций, например барь-
еры типа Ломмера—Коттрелла, образующиеся при достаточно
больших величинах наклепа, снижают скорость ползучести.
Скорость процессов деформации на стадии неустановившейся
ползучести определяется совокупным действием перечисленных
факторов. В том случае, если исходный размер субзерен меньше
стабильного для данных температурно-силовых условий дефор-
мации, кривая ползучести на первой стадии имеет вогнутую форму,
В противном случае кривая ползучести бывает выпуклой. У реаль-
ных жаропрочных сплавов в результате предварительной терми-
ческой обработки субзерна, как правило, больше, чем стабильные
для условий ползучести (кривая ползучести на первой стадии
выпуклая).
Б. М. Ровинский и В. Г. Лютцау [6] экспериментально под-
твердили образование субзерен при релаксации напряжений в меди
и алюминии.
Механизмы релаксации напряжений, так же как и ползучести,
обычно подразделяют на механизмы при температурах, достаточно
низких, чтобы предотвратить существенный вклад диффузион-
ного переноса атомов (в этих условиях уменьшение пиков вну-
тренних напряжений происходит при помощи микроскопических
локальных сдвигов), и на механизмы, связанные с диффузион-
ными процессами х.
К числу бездиффузионных механизмов релаксации напряжений
относятся: преодоление дислокациями барьеров Пайерлса, пере-
сечение дислокаций и поперечное скольжение [7]. В опытах
Р. И. Кузнецова и В. А. Павлова на релаксацию в a-железе при
1 Обстоятельный обзор различных механизмов релаксации напряжений дан
В. М. Розенбергом [10]. Подробнее особенности механизмов релаксации в раз-
ных температурных областях рассматриваются на с. 42—46.
12
температурах в интервале от —80 до +80° Сив меди и алюминии
при комнатной температуре были установлены доминирующие
бездиффузионные механизмы релаксации: механизм Пайерлса
в a-железе и механизм поперечного скольжения в меди и алюминии
[8, 9]. Для алюминия, имеющего высокую энергию дефектов упа-
ковки (по сравнению с медью), скорость движения дислокаций
определяется энергией активации образования перетяжки на
растянутых дислокациях и текущими напряжениями, для меди
релаксация напряжений не связана с образованием перетяжек.
Ряд исследователей [10, 11] предполагают, что в процессе
релаксации при относительно низких температурах плотность
подвижных дислокаций не изменяется. Экспериментально это
предположение было подтверждено Н. К- Раковой и А. А. Пред-
водителевым [12] при изучении движения дислокаций в условиях
релаксации напряжений в монокристаллах хлористого натрия.
В то же время, в соответствии с работой [13], в материалах,
содержащих большое количество пластинчатых включений, у краев
включений процессы размножения и движения дислокаций про-
текают настолько быстро, что они могут обусловливать релакса-
цию напряжений (например, в чугуне).
В работе [12] было также установлено, что границы блоков
(субзерен) являются непреодолимыми барьерами для движущихся
дислокаций.
К числу диффузионных механизмов релаксации напряжений
относятся: движение винтовых дислокаций со ступеньками; пере-
ползание краевых дислокаций; затрудненное движение дислока-
ций, контролируемое скоростью диффузии атмосфер из примес-
ных атомов; диффузионная ползучесть Набарро—Херринга.
В условиях испытания на релаксацию при повышенных тем-
пературах уменьшается концентрация активных легкоподвижных
дислокаций; скорость ползучести (релаксации) уменьшается,
т. е. наблюдается релаксационное упрочнение.
В ряде случаев нельзя четко разделить обе группы механиз-
мов. Например, для a-железа, релаксация напряжений в котором
контролируется при —804-4-80° С бездиффузионным механизмом
Пайерлса, миграция примесных атомов (углерода) к дислокациям,
вызывающая старение, происходит вследствие диффузии, что
проявляется в виде соответствующего изменения сопротивления
релаксации во времени [8].
Были выведены различные соотношения, характеризующие
зависимость релаксации напряжений от времени и температуры,
основанные на предположении о том, что существуют различные
механизмы процесса релаксации.
Фелтам [11 ], связывая процесс релаксации с движением дисло-
каций при постоянной плотности дислокаций, получил зависимость
уменьшения касательных напряжений т0 — тт от времени т:
То —тт = /-1п(т + ₽), (9)
13
где р — константа, г = (S/A/70) kT. В последнем выражении S =
— кН01Ьй1] — напряжение течения при температурах, близких
к ОК; А//о — энергия образования точечных дефектов; b — вектор
Бюргерса; k — постоянная Больцмана; Z- — расстояния между
порогами; b2lt — активационный объем.
Приняв механизм преодоления дислокациями барьеров Пай-
ерлса, авторы работы [81 получили логарифмическую зависимость
т0 — тт от времени:
kT
т°-тт = -^-1п(1+/т), (10)
ч
где
f = L ехр (_
q — активационный объем; с0 — плотность дислокаций; v — де-
баевская частота; L/2a> — число двойных перегибов вдоль линии
дислокации; АД — энергия образования двойного перегиба; К —
коэффициент жесткости системы; а — период поля Пайерлса;
со — ширина двойного перегиба.
К логарифмической зависимости т0 — тт от т Р. И. Кузнецов
и В. А. Павлов приходят также при анализе релаксации напря-
жений, скорость которой контролируется поперечным скольже-
нием дислокаций [9].
Для оценки скорости релаксации вследствие размножения
и движения дислокаций в работе [13] получена формула
еФ (<?—*—!)
14-2фОд J ё~z (1 — е~г) dz
0
где Ф = Gb2M\ х = 6Gfc2/Z; z = ут; о0 и <it — начальное и остав-
шееся через время т напряжения;
= 4л (1 — у) . = лхС(1) (d0 — г0) D
Зх2 ’ ' ACrocio In (d0/r0)
Здесь Z — средняя длина дислокационного сегмента, являю-
щегося источником размножения дислокаций; рх — объемная
плотность включений; v — коэффициент Пуассона; L — длина
включения; G — модуль сдвига; С — отклонение концентрации
от ее равновесного значения в отсутствие напряжения; d0 — ра-
диус ядра полной дислокации; D — коэффициент диффузии; г0 —
расстояние, соответствующее радиусу ядра «частичной» дислокации.
Внешний вид уравнений (9)—(11) указывает на сложность
зависимости оставшегося напряжения тт) от параметров,
характеризующих структуру металла. Что касается зависимости
сопротивления релаксации от температуры, то в соотношениях (9)
и (10) она имеет различный характер: в (9) т0 — тт пропорцио-
14
нально Т, а в (10) зависимость от Т более слабая, так как от Т
зависит и коэффициент f. Поскольку для реальных металлических
материалов большинство параметров структуры, как правило,
не известно, уравнения (9)—(11) не находят практического при-
менения для определений характеристик релаксации напряжений.
3. АНАЛИТИЧЕСКОЕ ОПИСАНИЕ РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
Для описания кривых релаксации предложен ряд различных
аналитических зависимостей, преимущества использования ко-
торых для экстраполяции экспериментальных данных, получен-
ных для разных материалов при разных температурах, зависят
от конкретных условий.
Б. М. Ровинский [14] полагает, что в поликристаллическом
теле возможны три разновидности процесса релаксации напря-
жений:
а) упруго-пластическая релаксация, описываемая уравнением
= о0 ехр [— (^тР)], (12)
где р — показатель релаксационной стойкости; k — относитель-
ная скорость релаксации напряжений.
С помощью уравнения (12) можно описывать релаксацию в об-
ласти относительно невысоких температур, не превышающих
температуру отдыха (ниже —0,25 от температуры плавления 7^);
б) упруго-вязкая деформация по границам зерен (блоков):
от = о0 ехр [— /г2т], (13)
характерная главным образом для области средних температур
(0,25-0,5) Тпл;
в) упруго-вязкая деформация, обусловленная диффузионным
током атомов (вакансий), характерная для области высоких тем-
ператур (>0,5 Тпл):
от = о0 ехр [— /г3т]. (14)
Все эти три уравнения можно рассматривать как частные слу-
чаи уравнения Одинга—Надаи:
стт = стоехр [—(15)
в котором член 1/тг обозначен через klt k2, k3 соответственно,
а в уравнение (12) введен степенной показатель р 1.
Уравнение (13) обычно называют уравнением Максвелла.
Параметр р уравнения (12) зависит от состава и структурного
состояния металла.
Между коэффициентом релаксационной стойкости R — 1/р — 1
для чистых металлов и квадратом квазиупругой силы К, характе-
15
ризующей жесткость решетки, существует линейная связь
[141:
/? = «№;
/< = 4л2-^-т02,
где k и h — постоянные Больцмана и Планка; т — масса атома;
0 — характеристическая температура.
Очевидно, что в общем случае для аналитического описания
кривых релаксации целесообразно использовать более сложные
выражения. Так, в работе [15] в качестве уравнения релаксации
предложен полином и-иой степени, коэффициенты которого были
определены путем статистической обработки экспериментальных
Т, ч кгс/мм2 t.°C б0 , кгс/мм2
Ост
остаточных напряжений в высоко-
Рис. 3. Зависимость коэффициента релаксации
хромистой стали от времени т (а), рабочих напряжений apag (б), температуры (с) и ис-
ходной величины остаточных напряжений ап (г) (точками указаны значения, подсчи-
иост
танине по уравнению регрессии, крестиками — экспериментальные данные)
Рисунок о о Чет’ кгс/мм2 ’раб’ кгс/мм2 т, ч и о о %СТ’ кгс/ммз ’раб’ кгс/мм2 3*
а б 450 450 38 38 30 ,»i 450 38 30 30 10 50
зультаты испытаний по определению остаточных сжимающих
напряжений оост в образцах из хромистой стали 13Х11НВМФ,
находящихся под действием различных растягивающих напряже-
ний ораб. По данным опытов, проведенных при различных тем-
пературах, временах, ораб и о0ост определялись коэффициенты
полинома второй степени для коэффициента релаксации kc\
ko = = f (т, I, о0ост, <Траб) = а + /ю0ост + ст + dt +
°ост
+ ССТраб 4- b'ooocv + eV + d ? 4- е Ораб + а СТ0остТ +
4~ Ь"ОоостОраб 4- С 4* тограб 4- е ^траб- (16)
16
Расчет показал, что все коэффициенты регрессии значимы
с 95%-пой доверительной вероятностью. Проведенные дополни-
тельные эксперименты показали, что расчетные значения ka с до-
статочной точностью приближаются к экспериментальным (рис. 3).
4. РЕЛАКСАЦИЯ НАПРЯЖЕНИЙ И ПОЛЗУЧЕСТЬ
Процессы изменения деформации во времени в технической
литературе называют собственно ползучестью, или последействием,
а изменения напряжений во времени — релаксацией. Деформа-
ция ползучести имеет обратимую и необратимую составляющие.
Используя же термин «последействие», различают упругое и пла-
стическое последействие, причем пластическое последействие обыч-
но считают необратимым, а упругое — обратимым.
Я. С. Гинцбург [16] предложил новую терминологию, разгра-
ничивающую процессы ползучести при ограниченной и неогра-
ниченной общей деформации и вызванные этими процессами изме-
нения напряжений. Ползучесть при неограниченной общей де-
формации названа им неограниченной ползучестью, при ограни-
ченной общей деформации — ограниченной ползучестью. Автор
различает три варианта ограниченной ползучести в зависимо-
сти от характера изменений действующего напряжения: релакса-
ция (уменьшение), аккумуляция 1 (увеличение) и инвариация
(постоянство) напряжений.-
Таким образом, процесс релаксации напряжений трактуется
Я. С. Гинцбургом как ограниченная ползучесть лишь при умень-
шающемся во времени напряжении. Это противоречит принятому
в настоящее время единому подходу, позволяющему рассматри-
вать различные особенности поведения материала в условиях по-
стоянной или незначительно меняющейся общей деформации (при
не абсолютно жестком нагружении).
Уравнение, описывающее ползучесть образца (детали) в усло-
виях одноосного напряженного состояния при заданной общей
деформации е0:
е0 = еу + епл + рп + естр — —(1 4" СЕ) +
+ епл + 8П (т, о) + естр (т, о) = const, (17)
где с — податливость системы образец—машина, позволяет учесть
не только развивающиеся во времени процессы чистой ползучести,
но и деформацию в результате изменений структуры естР. Если
структурные изменения вызывают уменьшение объема, то естр <
< 0, если же они сопровождаются увеличением объема, то естр > 0.
В дальнейшем, рассматривая процессы ползучести при постоянных
и переменных напряжениях, под деформацией ползучести еп
1 Термин «аккумуляция напряжений» отвечает общепринятому понятии
отрицательной релаксации напряжений.
17
мы будем понимать сумму деформаций собственно ползучести
и структурной составляющей.
Доля деформации ползучести, соответствующая обратимой
составляющей ео>п, после разгружения образца увеличивается
с течением времени Tj (рис. 4, а). Действительно, если в некото-
рый момент времени разгрузить образец при температуре испы-
тания, уменьшение деформации в начальный момент окажется
равным упругой деформации а/Е (ВС)\ затем оно будет происхо-
дить с уменьшающейся скоростью (CD), зависящей от исходного
напряжения, накопленной деформации ползучести, времени и
температуры. При -Гц —> со скорость обратимой составляющей
становится равной нулю. Уменьшение накопленной деформации
ползучести во времени обычно называют обратным последействием
Рис. 4. Схема сопротивления ползучести и релаксации трех материалов (/; 2; 3):
а — кривые ползучести с обратным последействием при разгрузке; б — зависимость
скорости ползучести от напряжения; в — кривые ползучести и релаксации
или обратной ползучестью. В опытах Джонсона была установлена
линейная зависимость деформации обратного последействия от
первоначального напряжения.
Поскольку релаксация напряжений есть одно из проявле-
ний ползучести, многие исследователи полагают, что, зная харак-
теристики ползучести при постоянных напряжениях, можно во
всех случаях определить сопротивление релаксации материала
расчетными методами, основанными на той или иной технической
теории ползучести. Однако такая точка зрения не может быть без-
оговорочно принята по следующим соображениям:
1. В процессе ползучести и релаксации меняется структура
и субструктура металлов. Кинетика этих изменений может за-
висеть от предыстории напряжений и температурно-временных
условий по-разному для ползучести и релаксации. Естественно,
что предсказание этих различий с помощью формальных техни-
ческих теорий не может быть выполнено.
2. Связь между макроползучестью и микроползучестью, рас-
пределенной в различных элементах структуры, в настоящее время
известна лишь в общем виде. Поэтому нет серьезных оснований
18
полагать, что уменьшение локальных пиков упругих напряжений
за счет микроползучести в условиях жестко фиксированной длины
растянутого (или сжатого) образца и нагружения его заданной
силой происходит по законам макроползучести.
3. Каждая техническая теория ползучести обладает теми или
иными преимуществами при использовании для описания про-
цессов ползучести при переменных напряжениях. Однако в на-
стоящее время нельзя a priori ответить на вопрос о том, какая
теория ползучести наилучшим образом опишет релаксацию на-
пряжений данного материала при данной температуре. Наиболь-
шие трудности возникают при описании с помощью данных при
постоянных напряжениях процессов кратковременной релаксации
при умеренных температурах и высоких начальных напряжениях
о0. Некоторые попытки в этом направлении делаются в конце
настоящего параграфа.
Кроме изложенных ограничений, налагаемых на расчетные
методы оценки сопротивления релаксации, при решении этой за-
дачи существуют и чисто объективные трудности. Дело в том, что
большинство исследователей при определении характеристик
ползучести ограничиваются испытаниями в сравнительно неболь-
шой области о0, причем в справочной литературе, как правило,
отсутствуют данные о сопротивлении ползучести на неустановив-
шейся стадии при разных о0, определяющем сопротивление релак-
сации, так как ползучесть на неустановившейся стадии, с одной
стороны, вносит сравнительно небольшой вклад в деформацию,
накапливаемую за длительное время испытаний, и, с другой,
она особенно сильно чувствительна к состоянию материала
(предыстории нагрева перед испытанием, наклепом при изго-
товлении образца и т. д.), что приводит к большому разбросу
данных.
Что же касается оценки сопротивления релаксации по данным
сопротивления ползучести на установившейся стадии (а иногда
по длительной прочности), то известно множество случаев, когда
корреляция свойств ползучести и релаксации не имеет места даже
для однотипных материалов. Иллюстрацией сказанного могут
служить данные, представленные в табл. 1.
Так, две низколегированные стали близкого состава обладают
практически одинаковым сопротивлением релаксации, в то время
как по пределу ползучести оп они существенно различаются.
И наоборот, две следующие стали (аустенитного класса) имеют
близкие значения пределов ползучести, но величина стт у стали
08Х15Н24В4Т на 60% больше. Наконец, сравниваемые жаро-
прочные сплавы равноценны по релаксационной стойкости, но
резко различаются по сопротивлению ползучести.
Причиной такой диспропорции, по-видимому, является раз-
личная скорость накопления деформаций при постоянном и пере-
менном напряжениях в начальной стадии ползучести и релакса-
ции. С увеличением роли процессов неустановившейся ползучести
19
Таблица 1
Сопоставление данных о ползучести и релаксации напряжений
Тип стали или сплава Марка стали или сплава Температура, °C Ползучесть Релаксация
1% за т, ч (Тп, кгс/мм2 <Т0, кгс/мм2 <тт, кгс/мм2 tT 1 О е>
Перлитная сталь 25Х1М1Ф (Р2М) 525 100 000 12,5 25 5000 9,7 1,22
25Х2М1Ф(ЭИ723) 550 100 000 7,0 25 5000 9,0 2,28
Аустенитная сталь 30Х19Н9МВБТ (ЭИ572) 600 10 000 15—19 20 5000 9,9 0,53— 0,67
08Х15Н24В4ТР (ЭП164) 650 10 000 20 20 5000 16 0,17
Жаропрочный никельхромовый XH62MBKIO (ЭИ867) 850 500 16 25 500 5,1 1,25
сплав ХН70ВМТЮ (ЭИ617) 850 500 10 25 500 5,2 1,98
диспропорция между сопротивлением сплава релаксации и пол-
зучести становится все более значительной.
Особенно наглядно разница между сопротивлением релакса-
ции и ползучести видна для условий, при которых скорость пол-
зучести на установившейся стадии близка к нулю, а на неустано-
вившейся стадии может быть весьма заметной (например, у вы-
сокопрочных сталей при комнатной температуре). Процессы ре-
лаксации в таких материалах могут развиваться достаточно ин-
тенсивно.
Другой иллюстрацией сказанному могут служить кривые,
схематически представленные на рис. 4. Кривые 1, 2 и 3 относятся
к разным материалам, у которых Еп при о = const одинакова,
а скорость ползучести в начальный момент еПо разная; различен
и закон ее изменения при изменении величины напряжения.
Отсюда понятна и большая структурная чувствительность про-
цессов релаксации напряжений по сравнению с процессами пол-
зучести при о = const, так как к началу второй стадии ползуче-
сти влияние структурных различий обычно нивелируется.
У сталей (сплавов) одного типа можно ожидать корреляции
между характеристиками релаксации напряжений Деп = (а0 —
— ох)/Е для некоторых ст0, т и сопротивлением ползучести а^п=деп-
Несмотря на рассмотренные выше ограничения применимости
расчетных методов оценки сопротивления релаксации по данным
ползучести при постоянных напряжениях, их полезность оче-
видна, особенно в случаях, когда их использованию предшествует
20
анализ особенностей поведения материала при тех температурах
и временах, применительно к которым проводится расчет.
Перед тем как рассмотреть основные технические теории пол-
зучести и основанные на них методы описания процессов релакса-
ции напряжений, необходимо остановиться на аналитических
зависимостях, применяемых для описания ползучести.
Кривые ползучести при постоянных напряжениях описываются,
например, следующими уравнениями:
еп= Bi(t)F(o); (18)
еп = Qi (а) ф + Q2 (о) т, (19)
где (т) — некоторая функция времени; F (о), Qi (о), Q2 (о) —
некоторые функции напряжения; ф — некоторая функция напря-
жения и времени.
Зависимость (19) основана на предположении, что кривые на
первой (неустановившейся) стадии ползучести геометрически по-
добны, а на второй линейно зависят от времени т. В отличие от
формулы (19) выражение (18) предполагает подобие кривых
ползучести на всем их протяжении. Для Qlt Qz и ф предложен сле-
дующий вид зависимостей от напряжения:
С1(о) = Д^; (20)
Q2(o) = Bo"c; (21)
Q2(a)-^; (22)
Q2 (о) = С sh (т^); (23)
ф = 1 — ехр [— С (о) т]; (24а)
♦=1"[1+-гк]’ (24б)
где А, В, С, k, т, пс, т1 — константы, зависящие от температуры;
значения этих констант различны для о < окР и о > окр (окр —
напряжение, соответствующее перелому на кривых зависимости
минимальной скорости ползучести от напряжения и практиче-
ски отвечающее пределу упругости оу); С (о) — коэффициент,
зависящий от напряжения.
В общем случае ползучести с течением времени меняются и де-
формация, и напряжение. Для описания процессов ползучести
при переменном напряжении на основе данных, полученных при
постоянных напряжениях, была предложена [17] общая техни-
ческая теория ползучести, связывающая скорость ползучести
с напряжением, температурой и некоторым числом структурных
параметров, в число которых могут входить накопленная дефор-
мация ползучести, мгновенная пластическая деформация, время,
предыстория нагружения и т. д.:
e„=«F (о, Т, т, еп, епл, qlt qa,..., qn), (25)
где qlt q2, ... — некоторые структурные параметры.
21
Однако использование общей теории практически невоз-
можно из-за трудностей в установлении вида "функции F. По-
этому был предложен ряд частных теорий, которые рассматри-
ваются ниже.
Теория постоянной скорости
При высоких температурах, когда скорость ползучести прак-
тически не зависит от времени, для определения сопротивления
релаксации можно воспользоваться теорией постоянной скорости
8п = 02(о). (26)
Интегрируя уравнение чистой релаксации 1
-ж-=-й" <27>
при начальных условиях т = 0, о = <т0, получим
т = (28>
П J 4.2
Зависимости еп от напряжения запишем в виде формул, пред-
ложенных Нортоном, Людвиком и Надаи соответственно:
ёп = Во"с; (29)
ёп = Aeko; (30)
еп — С sh (тур), (31)
где А, В, С, пПс, k, тг — константы. Тогда из соотношения (28)
получим формулы для определения времени релаксации в уравне-
ниях (29)—(31):
т = —(-r—i.---------------; (32)
(пс-\)ВЕ J
т = (33)
th W1P°
т =----1g---------2— . (34)
т^СЕ & тгох
2
1 В дальнейшем будут рассматриваться условия идеальной релаксации,
когда во время нагружения перед испытанием на релаксацию ползучесть не на-
блюдается.
22
При больших значениях времени т и достаточно высоких
температурах, когда оставшееся напряжение ат намного меньше
начального <т0, соотношения (32)—(34) упрощаются:
__________1
(пс-1)5£о"‘
т = —-..e~ka*‘
kAE ’
(32а)
(33а)
<34а>
Формулы (32) и (32а) справедливы при nc =£ 1. При пс = 1
уравнение (27) преобразуется в известное уравнение Максвелла
(2), имеющее решение (13).
Согласно уравнению (32а), кривая релаксации может быть пред-
ставлена в виде прямой линии в двойных логарифмических ко-
ординатах 1g от — 1g т. В соответствии с уравнениями (33а)
и (34а) при некоторых ограничениях относительно констант тг
и С кривая релаксации может быть представлена в виде прямой
линии в полулогарифмических координатах ат — 1g т. И, нако-
нец, согласно уравнению (13), должна наблюдаться линейная за-
висимость в координатах 1g <тг — т. Представив формулу (32)
в виде
1 + (Пс - 1) BE']1 Пс (35)
и заменив BE предложенным И. П. Баушисом [6] выражением,
учитывающим ползучесть на неустановившейся стадии:
BE = (С + -j—, (36)
t + T\ 'l+lgT/’ 47
получим следующую эмпирическую зависимость:
1
где a, b, С и пс — константы материала при данной температуре
Теория старения
Предположив, что при переменных напряжениях деформация
ползучести определяется только временем и напряжением в дан-
ный момент, получим основное уравнение теории старения [17]:
еп = f (а, т), (38)
описывающее поведение материала при постоянных температурах.
Физическая сущность теории старения заключается в предполо-
жении о том, что накапливаемая деформация ползучести в усло-
23
виях приложения заданной нагрузки однозначно определяется
структурным состоянием металла. В связи с этим теория старения
учитывает структурные изменения, происходящие в металле при
эксплуатации, и считает их определяющими, что и является ос-
новным противоречием теории.
Теория старения оказывается непригодной для описания пол-
зучести при резко переменных нагрузках. Действительно, из этой
теории следует, что уменьшение нагрузки до нуля приводит к пол-
ному исчезновению накопленной деформации ползучести. Кроме
того, резкое увеличение напряжения в процессе испытания вы-
зывает образование весьма значительной мгновенной деформации,
соответствующей различию накопленных в момент времени т
деформаций ползучести. Теория старения, разумеется, не описы-
Рис. 5. Схема построения
кривой релаксации по дан-
ным ползучести в соответст-
вии с теорией старения
вает также обратной ползучести и влияния предварительной мгно-
венной пластической деформации.
Наиболее простым является графический метод построения
кривой релаксации в соответствии с теорией старения на основе
изохронных кривых (рис. 5). Действительно, опустив перпенди-
куляр на ось абсцисс из точки кривой мгновенного деформирова-
ния (т = 0), соответствующей моменту нагружения, получим
в точках пересечения с изохронными кривыми т = тъ т — т2
и т. д. соответствующие значения сгт.
Для аналитического построения кривых релаксации при нали-
чии упругого звена с податливостью с по теории старения восполь-
зуемся уравнением релаксации
еп + -^-(1+^) + 8пЛ + ес1р = е0 = -§-(14-С£)+8пл, (39)
где с = eF/lo (F — площадь образца; 1О — его длина).
Из (39) имеем
^о^(1+с£) = Еп(а>т) +
+ естр (О. Т) = <21 (°) Ф + 0.2 W (39а)
Приняв подобие кривых ползучести и степенную зависимость
деформации ползучести от напряжения
еп (с> т) = ОДт)^, (40)
24
Получим
(т) ПИ1—1 1 ~р
1 + с£ О — рпг ’
где р = от/о0.
(41)
Теория течения
Эта теория основана на предположении, что скорость ползу-
чести однозначно определяется напряжением и временем [18], т. е.
8п = /(а,т). (42)
Существуют различные формы уравнения теории течения. Так,
для раздельного описания стадий установившейся и неустановив-
шейся ползучести используют выражение
8П = Qi И + Q2 (о). (43)
По теории течения графическое построение кривых релаксации
на основе известных кривых ползучести при k значениях о может
быть произведено следующим образом [18]. Заменив в уравнении
(27) дифференциалы конечными разностями, получим
До/Дт = — Ееп. (44)
Интервал интегрирования разобьем на участки До,- = о,+1 —
— о,- (i = 0, 1, 2,,.., k — 2). Для i-того интервала имеем разност-
ное соотношение
Да,- 1
Е ёп (а£, т,-)
(45)
где величина еп (о,-, т,-) — тангенс угла наклона касательной
к кривой ползучести при о = о£, т — т,. Последовательно пере-
ходя от одного интервала До£ к другому, можно таким образом
построить всю кривую релаксации.
Перестроив кривые ползучести и кривые зависимости скоро-
сти деформации от времени в кривые еп = / (еп) для разных на-
пряжений и принимая интервал времени равным Дт, последова-
тельно рассчитаем величины
До,- = Е ДеП{. — ЕеП[ Дт, (46)
где величина еп. определяется для кривой, соответствующей
предшествующему значению о.
Для аналитического определения сопротивления релаксации
при наличии упругого звена по теории течения продифферен-
цируем выражение (39):
• __ do 1 + сЕ
En~~‘~~di Ё~
(47)
25
Продифференцировав уравнение (40) и подставив его в формулу
(47), после интегрирования получим
P = (l + (48)
Из выражения (48) следует, что с увеличением начального
напряжения и уменьшением податливости с снижается значе-
ние р.
Между выражениями, описывающими релаксацию по гипотезе
течения и гипотезе постоянной скорости, существует определен-
ная связь. Приняв выражение
бп = В(х) ср (о), (49)
из уравнения релаксации
^-^- + В(т)<р(а) = 0, (50)
имеем
Гв(т)(/т =------
J ' ' Е J «р (<т)
0 а»
При т > т*, где т* — время наступления установившейся стадии
ползучести:
т т* т
J В (т) du = J В (т) dr + J В (т) dt = В* + В (т - т*),
0 0 т*
где В* — константа материала.
Тогда
। 1 f da
T+T1--------Tj B<p(o) ’
Oo
где
В* —Вт
В
Отсюда
стт
1 г da
T-_ ~~Ё~ J В<р(о) ’
О*
(51)
(52)
где о* < о0.
Поскольку Вер (о) — это скорость установившейся ползучести,
то, сравнивая формулы (28) и (52), видим, что при т > т* релакса-
ция по теории течения протекает так же, как и релаксация по
теории постоянной скорости, но с уменьшенным начальным на-
пряжением.
26
Теория упрочнения
Согласно теории упрочнения, скорость ползучести однозначно
определяется накопленной деформацией ползучести и напря-
жением [171:
ёп = /(₽п. ст)- (53)
Теория упрочнения предполагает, что в процессе испытания
на ползучесть происходит упрочнения материала, определяемое
лишь накапливаемой деформацией ползучести. Различные струк-
турные изменения, происходящие во время испытания (выделение
или растворение упрочняющей фазы; рекристаллизация; коагу-
ляция дисперсной фазы, приводящая к разупрочнению матери-
ала), теорией упрочнения не учитываются.
Например, длительные выдержки при низких напряжениях,
вызывающие структурные изменения материала и приводящие
к изменению сопротивления ползучести [19], при использовании
теории упрочнения для оценки скорости ползучести при последу-
ющем повышении напряжения не учитываются, если во время
испытания при низких напряжениях не накопилось сколько-
нибудь заметной деформации ползучести.
Теория упрочнения, как и теории старения и течения, не опи-
сывает обратной ползучести и влияния предварительной мгно-
венной пластической деформации.
По теории упрочнения процесс релаксации описывается сле-
дующим образом. Подставив в (47) выражение (54), выразив в нем
еп из условия релаксации (39):
еп = ео— епЛ — -тН1+с£)> (54)
получим дифференциальное уравнение, описывающее процесс
релаксации по теории упрочнения:
Рассмотрим уравнение релаксации для закона упрочнения
в виде уравнения
ёп8п = К ехр (о/А), (56)
где X — коэффициент упрочнения; К, А — константы.
Подставляя в выражение (56) значение еп из условия (54),
а еп из (47), после интегрирования получим
а» о
т = [е0-епл--|-(1 +c£)]V А do (57)
27
или
т ==
г)
I+X 1 + сЕ
КЕ
(57а)
ХО
где
£ (е0 — епл) —и (1 + сЕ)
х-
В качестве примера использования гипотезы упрочнения для
решения практических задач релаксации напряжений в деталях
рассмотрим перераспределение напряжений при плоском изгибе
с растяжением заданной силой Р = сГр№ круглого образца ра-
диусом г в условиях, когда величина прогиба постоянна. Согласно
теории упрочнения:
аЕпХ’ Т) = f 16п (У> т)> ° (У’ (58)
где у — расстояние от центра образца. Для определения напря-
женного состояния образца, помимо (58), используем:
выражение для полной деформации
е (У, г) = -а (у^ + еп(у, т); (59)
гипотезу плоских сечений
е(У, т)==80(т) + ^(т); (60)
уравнения равновесия
|ст((Г = Р; (61)
j оу dF = М. (62)
Исключая из (59)—(62) е0 (т) и ср (т), получим
„ р , м, ,_Гр
= -у + __д_ + Е —7---1-----J---J - Ееп. (63)
Для образца круглого сечения момент инерции
/=
а изгибающий момент
4
28
Введя новую переменную интегрирования ?] = у/r, получим
1
о (У, т) = а0 -7- + °Р + ~v~ J 6п (*. n) V1 — na dr\ —
—1
-Е8П (т,
(64)
В условиях, когда постоянна не величина прогиба, а изгибаю-
щий момент, получим
I
а (у, т) = <т0 4- + (Тр + [ еп СВ л) л/1 — TfW k
Г Jb Г J
1
+ 'IT J 6п (т- 1 — г12 - Ееп (т, .
—I
(65)
Таким образом, для реше-
ния задачи о релаксации на-
пряжений в образце имеем
систему двух уравнений (58)
и (64), по которым определя-
ются две неизвестные функ-
ции о (у, т) и еп (т, у).
Решение этой системы
уравнений численным мето-
дом позволило Л. Б. Гецову
и В. К. Дондошанскому с
помощью ЭЦВМ рассчитать
кривые релаксации в круг-
лом образце из сплава
ХН75ВМЮ (ЭИ827) при
800° С (рис. 6).
В последние годы была
предложена методика расчет-
ного определения сопротив-
изогнутом (а, б) и изогнутом и растянутом (в)
образцах диаметром d из сплава ХН75ВМЮ
(ЭИ827) при 800° С за 10 ч при начальном на-
пряжении иа поверхности: а— сГ0 — 45 кгс/мм2;
б —• — 55 кгс/мм2; в — п0 = ±45 ± 12 ( —)
и ±45 ± 30 кгс/мм2 ----------)
ления релаксации на основе теории упрочнения по данным
испытаний на растяжение с различными скоростями деформа-
ции [20]. Результаты таких испытаний изображаются в ко-
ординатах скорость деформации — неупругая деформация в
виде кривых, отвечающих различным значениям истинного
напряжения. Кривые релаксации при 925° С для сплава уди-
мет 700, рассчитанные с помощью такого метода, отличались
от экспериментальных не более чем на 3%. Проводились также
опыты с комбинированным режимом нагружения, который вклю-
чал нагружение с постоянной скоростью деформации, релакса-
цию напряжений и ползучесть при постоянной нагрузке до раз-
рушения. Напряжение ползучести было равно напряжению в кон
29
це фазы релаксации; согласование расчетных и эксперименталь-
ных результатов удовлетворительно как в отношении деформации,
так и в отношении времени до разрешения.
Теория пластической наследственности
В отличие от теории старения, течения и упрочнения теория
пластической наследственности учитывает предысторию нагруже-
ния.
Наибольшее распространение для описания ползучести ме-
таллов получило обобщение уравнений теории наследственности
на случай нелинейной ползучести в формулировке Ю. Н. Работ-
нова [171:
Ф (б) = ст (т) + J К (т — т*) о (т*) ch*, (66)
о
где б = еу епл -ф еп — полная деформация; К (т — т*) — ядро
последействия, характеризующее меру влияния на деформацию
единичного напряжения, действовавшего в течение единичного
промежутка времени в более ранний момент т*.
Интеграл в выражении (66) представляет собой сумму ука-
занных влияний напряжения о в разные моменты времени [ф (е) —
напряжение, найденное по кривой мгновенного деформирования
при полной деформации е[. Действительно, если время после-
действия мало, интеграл равен нулю, и мы имеем уравнение кри-
вой мгновенного деформирования
<Т=ф(8). (67)
Выражение для ядра последействия может быть найдено из
экспериментов на ползучесть при постоянных напряжениях. Тогда
Ф (б) — а + о j К (т — т*) ch*,
о
Обозначив
f\(T-T*)dT* = G(T), (68)
о
получим
Q (г) = f <е) — ст _ р + 8п (т) Е (т)* — ст _ еп (т) Е (т)*
где Е (т) * — касательный модуль.
При ф (е) < Оу имеем Е* — Е. Для материалов с линейным
упрочнением Е* — константа, не зависящая от времени. Ядро
30
последействия может быть найдено дифференцированием уравне-
ния (68) при подстановке формулы (69):
К (т - т*) = 4-рп (Т - <*) Е (т - т*)* 4-
+ еп(т-т*) -^^~Т*)* }• (70)
Теория пластической наследственности позволяет описывать
явление обратной ползучести.
При испытании в условиях постоянного напряжения в момент
перед разгрузкой из (66) имеем
Ф (е) = ст0 [1 + G (т0)].
В момент т0 + Tj
То
ф = Сто J К (т0 + Ti — т*) dx* = Go Iе (т0 + тх) — G (tj)]. (71)
0
При разгрузке
Ф — Фл = £(е— еЛ). (71а)
Деформация обратной ползучести ех (см. рис. 4) [из выраже-
ний (71) и (71а)] оказывается равной
= ел----g----е = [G (т0) + G (тх) - G (т0 + тг)]. (72)
Уравнение (72) свидетельствует о том, что симметрично от-
носительно моментов времени т0 и тг и пропорционально напря-
жению о0 1211-
При т —> оо деформация ползучести оказывается полностью
обратимой: е± — еа—(а0/Е), что, как известно, противоречит
эксперименту. Кроме того, при скачкообразном изменении на-
грузки вследствие нелинейности ф (е) приращение деформации
при мгновенном изменении нагрузки нелинейно связано с прира-
щением нагрузки, а это также противоречит опыту.
Уравнение релаксации по теории наследственности можно
получить из выражения (66), если разрешить интегральное урав-
нение Вольтерра относительно напряжения:
О(т) = Ф (е) - /[Г (т - т*) Ф (т*) dx*, (73)
о
где Г (т — т*) — резольвента ядра последействия К (т — т*).
Положив е — е0 = const, получим
О(т) = ф (е0) [ 1 — J Г (т — т*) dx* |. (74)
о
31
Поскольку q> (о0) = <т0, уравнение релаксации по теории на-
следственности имеет вид
осг) = о0[1 —/?(т)], (75)
где
ад = J Г(т—T*)dT*.
о
Из выражения (75) следует, что кривые релаксации, рассчи-
танные по теории наследственности, подобны, а это в ряде слу-
чаев противоречит эксперименту.
Комбинированные теории
Как уже отмечалось, лишь теория наследственности позволяет
описывать обратную ползучесть, однако вывод этой теории о пол-
ной обратимости деформации ползучести противоречит всем из-
вестным экспериментам. В связи с этим были предложены комби-
нированные теории, позволяющие описывать обратимую соста-
вляющую ползучести с помощью теории наследственности, а не-
обратимую составляющую — с помощью теорий упрочнения [221
и старения [211. Комбинированная теория в формулировке
Е. А. Хейна [22] основана на реологической модели ползучести,
состоящей из звена Максвелла и некоторого числа звеньев Кель-
вина—Фойгта (см. рис. 2); звено Максвелла моделирует необра-
тимую составляющую ползучести, звенья Кельвина—Фойгта —
обратимую.
Ядро последействия, согласно этой модели, имеет вид
S~vexp[ Д'^7Т,) ]• (76)
1—1
где Et и т]£- — коэффициенты жесткости и вязкости t-того звена
Кельвина—Фойгта. Уравнение релаксации в рамках комбини-
рованной теории [22] для простейшего случая модели с одним
звеном Кельвина—Фойгта (£ъ гц) находят следующим образом.
Продифференцировав уравнение состояния
е (т) = + еп + J -±-ехр [ £1(Т~Т<) ] о (т*) Л*, (77)
о
получаем
где £р = ЕЕг/(Е ф- Ег) — полностью релаксированный модуль
упругости.
32
Пренебрегая некоторыми членами уравнения и исключив из
рассмотрения сравнительно малые времена релаксации, имеем
где оо = (Ер/Е) во.
Теория ползучести с анизотропным упрочнением
В отличие от рассмотренных выше теорий ползучести в послед-
нее время предложен ряд других, предполагающих, что упрочне-
ние материала имеет анизотропный характер. Наибольшую за-
вершенность получил вариант такой теории, разработанный
Н. Н. Малининым и Г. М. Хажинским [23]. Согласно [23], дей-
ствительные напряжения а представляют собой сумму активных
Sa и добавочных S„ напряжений.
С ростом деформации ползучести активные напряжения умень-
шаются, что объясняет уменьшение скорости ползучести на первом
участке кривой в испытаниях при о = const, а добавочные уве-
личиваются, пока не достигнут предельной величины рх. Отсюда
в условиях релаксации напряжений при т —> сю Sa —> 0 и о —> рА,
т. е. напряжения в образце не падают ниже предела релаксации.
Эта теория позволяет описать процессы релаксации при зна-
копеременном нагружении без введения дополнительных условий.
Как и комбинированная теория [22 ], теория с анизотропным упроч-
нением описывает и обратимую, и необратимую составляющие
ползучести
Теории со структурными параметрами
Очевидно, что ни одна из теорий ползучести не может описать
все многообразие поведения материала в широком диапазоне тем-
ператур. Одна из причин этого — невозможность указать с по-
зиций феноменологии признаки, характеризующие структурное
состояние металла. Формально этого можно избежать, введя в урав-
нение ползучести некоторое число структурных параметров qL [17 ].
В работе [17 ] была предложена теория упрочнения,
учитывающая температурное разупрочне-
ние в процессе испытания на ползучесть.
Положив
dq = dea + с dr, (80)
где с — коэффициент, характеризующий скорость разупрочнения
(с <0), и сделав предположение о том, что с = —yq (р. — кон-
станта), получим
dq = den — yq dr. (81)
2 A. M. Борздыка; Л. Б. Гецов
33
При <7 = 0 И Еп = 0
dq = — MdT- |
q = qlexp(— рт), J 1
где т отсчитывается от момента разгрузки (когда еп = еП(). От-
сюда очевидно, что 1/р. может рассматриваться как характерное
время разупрочнения. Если это время достаточно велико, то q
еп. Подставив в уравнение (81) выражение для закона упроч-
нения (56), получим уравнение, позволяющее описать ползучесть
разупрочняющегося материала:
_j_ qq'- = К exp (о/А). (83)
В работе [24 ] рассматривается теория упрочнения,
учитывающая повреждаемость в процессе
испытания. Приняв истинное напряжение в образце ли-
нейно зависящим от величины накопленной деформации ползу-
чести
<7 = <70 (1 + &ПЕП),
(84)
где <70 — начальное напряжение; kn — фактор повреждаемости
материала, зависящий от температуры испытания, получим сле-
дующую модификацию закона упрочнения в уравнении (56):
ёпбп = К ехр (1 -j- &пеп)] • (85)
Для определения сопротивления релаксации по этой теории
получено уравнение релаксации вида
7(1; /Ееп)
КеАа° (АЕ)К+1 ’
(85а)
где f (X, Л£еп) — интегральная функция, не берущаяся в элемен-
тарных функциях при нецелых значениях X.
В работе [251 предложена теория течения и упроч-
нения, учитывающая разупрочнение или
упрочнение при ползучести, вызванные
мгновенной пластической деформацией,
накопленной в процессе испытания. Для
описания упрочнения или разупрочнения в этих условиях жаро-
прочных сплавов в уравнениях ползучести в качестве структур-
ного параметра используется величина накопленной мгновенной
пластической деформации епл. Методы аналитического определе-
ния сопротивления релаксации по этой теории рассматриваются
в гл. III, с. 90—98.
В ряде случаев представляет интерес решение обратной за-
дачи: построить по кривым релаксации (чистой и с упругим зве-
ном) кривые ползучести при постоянных напряжениях. Так
34
согласно теории течения, деформацию ползучести определяют
следующим образом [21 ]. Примем
еп = В (т) o'”; (86)
еп + еу = ео- (87)
Продифференцировав выражение (87) и интегрируя получен-
ное дифференциальное уравнение, подставив в него (86), получим
после некоторых преобразований следующее выражение, описы-
вающее процесс релаксации:
% *1 1—т
1 -j- [tn — 1) J В (т) dx . (88)
о
т
Имея в виду, что Oq1 J В (т) dx = еп (т) при оо = const, а
о
о0/Е = е0, получим следующее уравнение ползучести, определя-
ющее величину еп (т) через характеристики релаксации и кон-
станту т выражения (86):
Еп W = Ч- (89)
Выражение (88) для опытов на релаксацию с упругим звеном
с податливостью с — еу/о приобретает вид
Р = 1 +
(90)
Зная податливость упругого звена и проведя параллельные
опыты при о0 = const в условиях чистой релаксации и с упругим
звеном, получим из уравнения (90) выражение для определения
константы т:
(91)
где и о* — конечное напряжение в опытах на чистую релак-
сацию и релаксацию с упругим звеном соответственно.
Коэффициенты В (т) и т уравнения ползучести (86) могут быть
определены по результатам испытаний на релаксацию и с помощью
других теорий; в работе [211, например, такой пересчет произ-
водится на основе теории наследственности.
Приняв соотношение для условий постоянства суммарной де-
формации вида (75) и полагая, что результаты испытаний на ре-
лаксацию хорошо аппроксимируются степенной зависимостью
R (т) = Roxz, было получено, что коэффициент т 11 г.
2* 35
Экспериментальные данные
В 1941 г. Дэвис сопоставлял экспериментальные и расчетные
кривые релаксации и установил удовлетворительное соответствие
кривых релаксации меди при 20° С, полученных в опытах дли-
тельностью 0,1—1000 ч.
Уравнение релаксации вида
а
т = — с [ ^°~ (Т)Р1 da (92)
j о?
По
было получено из аппроксимации кривых ползучести выражением
еп = kLa Р1+1 т Р1+1 (93)
и дифференциального уравнения, соответствующего гипотезе
упрочнения:
^ = ‘£. ОТ
где q, plt k, kr — постоянные коэффициенты.
Однако результаты испытаний меди при 165° С плохо описы-
вались с помощью формул (92) и (93). При повышенных темпера-
турах лучшее соответствие дают расчеты по формуле
т__._ I !°)ла
<То
выведенной Е. П. Поповым на основе теории упрочнения и аппро-
ксимации данных по ползучести в виде
еп = k (ea/s — 1) т"1, (96)
где k, т и S — постоянные коэффициенты.
Расчеты по теории течения дали заниженные, а по гипотезе
старения завышенные значения оставшегося напряжения.
Ю. Н. Работнов с сотрудниками [171 рассчитывали кривые
релаксации стали ЗОХМА при 500° С по теории упрочнения. Дли-
тельность испытаний на ползучесть и релаксацию составляла
100 ч. Образцы перед испытанием подвергали отжигу в течение
1 ч при температуре 600° С. Для расчета использовали аппрокси-
мацию кривых ползучести в виде формулы, вытекающей из за-
кона упрочнения (56):
еп = kmm exp (ат/А) ит, (97)
где т== Ж-
36
Из формулы (97) следует, что в двойных логарифмических ко-
ординатах зависимости еп от т изображаются прямыми линиями.
Однако оказалось, что коэффициент упрочнения X и константа А
зависят от напряжения.
Были рассчитаны кривые релаксации по выражению (57а)
для постоянных средних значений m = 0,529, k — 2,766-10-10
1/ч, А — 2,94 кгс/мм2 с учетом линейной зависимости т и А от
напряжения. Сопоставление расчетных и экспериментальных кри-
вых показало, что связь между ползучестью и релаксацией на-
пряжений у стали ЗОХМА при 500° С удовлетворительно описы-
вается в соответствии с теорией упрочнения. Точность получен-
ных результатов не выходит за пределы точности аппроксимации
формул, применявшихся при обработке опытных данных.
Сопоставление кривых релаксации при 20° С алюминиевого
сплава с рассчитанными по данным ползучести кривыми прово-
дили авторы работы [26]. Расчеты по теории упрочнения дали
наибольшее расхождение с экспериментом, расчеты по теории
течения — наименьшее.
Л. Б. Гецов, А. Г. Костюк и Ю. Д. Мартынов проверяли при-
менимость различных теорий ползучести для описания кратко-
временной релаксации некоторых жаропрочных сплавов.
Стали 20ХЗМВФ, 15Х12ВНМФ, и сплавы ХН35ВТ,
ХН80ТБЮА, ХН70ВМЮТ, ХН70ВМТЮФ, ХН75ВМЮ испыты-
вали на кратковременную ползучесть и релаксацию в широком
диапазоне температур, причем образцы изготовляли из металла
одной плавки и подвергали одинаковой термической обработке.
Деформация ползучести, накопленная при нагружении, не пре-
вышала 0,005%, поэтому условия испытания можно считать прак-
тически соответствующими идеальной релаксации.
Использовалась аппроксимация кривых ползучести:
еп = Ао/г [ 1 — ехр (— СоЧ) ] -|- В(Ат‘, (98)
еп = ACok+l ехр (— СоЧ) ф- ВоПс', (99)
где А, В, С, k, I, пс—коэффициенты, зависящие от материала,
температуры и уровня напряжений о < оу и о > оу.
Расчеты производили по теориям старения, течения, упроч-
нения.
Из дифференциального уравнения релаксации (27) можно
получить следующее выражение для кривых релаксации по те-
ории течения:
da
CAak+l ехр (— СоЧ] + ВаПс
= —Edt,
(100)
или в конечных разностях
До =» — Е [CAGk+le~c°lx ф £<Л1 Ат.
(100а)
37
Использование гипотезы течения со структурным параметром
(см. гл. III, с. 90—98) дает выражение
До = — Е [CAok+le~^atxS + ВсЛ] Д т. (101)
Расчеты по теории течения проводили с помощью ЭЦВМ
«Минск-22» и БЭСМ-2, причем для расчетов по выражению (101)
алгоритм был составлен на языке АЛГОЛ-60 [2, приложение].
Рис. 7. Кривые деформирования сплава
ХН70ВМЮТ (ЭИ765) при 700° С:
1 — мгновенное нагружение; 2 — 15 с; 3 —
15 мин; 4 — 30 мни; 5 — 1ч; 6-2ч;7-
10 ч; 8 — 50 ч; S — 100 ч
Принимался переменный шаг интег-
рирования Дт в соответствии с пере-
менной скоростью процесса релакса-
ции. Внутри шага расчеты вели ме-
тодом итераций (заданная точность
принималась равной 0,5%) и мето-
дом Рунге—Кутта.
Расчеты по теории упрочнения
проводили методом Давенпорта с ис-
пользованием вместо сетки экспери-
ментальных кривых аналитических
Таким образом, вместо непрерывного
Рис. 8. Зависимости между отноше-
ниями расчетного и эксперименталь-
ного значений Дет — сг0 — сгт от вре-
мени релаксации:
1 — по теории старения; 2 — уп-
рочнения; 3 — течения (линии про-
ведены через точки, соответствую-
щие среднеарифметическим зиаче-
НИЯМ Дарасч/Даэксп)
зависимостей (98) и (99).
процесса релаксации рас-
считывали ползучесть при ступенчато меняющихся напряжениях.
Величина шага по времени принималась равной 3 с. Расчеты вели
с помощью ЭЦВМ «Минск-22» и БЭСМ-3 (алгоритм приведен в
приложении 1).
Кривые кратковременной релаксации по гипотезе старения
определяли графически по изохронным кривым ползучести (рис. 7).
Расчетные и экспериментальные кривые релаксации сопоставляли
раздельно для начальных напряжений о0 > оу и о0 < оу.
Как видно из данных, приведенных в табл. 2, и сводной диа-
граммы, построенной на основе 75 испытаний семи различных
сплавов при различных температурах (рис. 8), наилучшее соот-
38
Сплав О о Кривая о0, кгс/мм2
25Х2М1Ф 580 а 20
(ЭИ723) б 30
15Х12ВНМФ 550 а 50
(ЭИ802) б 40
ХН70ВМЮТ 750 а 75
(ЭИ765) б 60
Рис. 9. Кривые релаксации
сталей 15Х12ВНМФ и
25Х2М1Ф и сплава
ХН70ВМЮТ при различных
температурах и начальных
напряжениях:
1 —экспериментальные кри-
вые; 2 — рассчитанные по
теории старения; 3 — по
теории течения; 4 — по тео-
рии упрочнения; 5 — по
теории течения со структур-
ным параметром; 6 и 7 —
по комбинированной теории
Таблица ‘1
Сопоставление экспериментальных И расчетных значений
оставшегося напряжения для различных сталей и сплавов
О ау с» через т 1 ч, кгс/мм2, по гипотезам
PU К Й
Марка стали или сплава К ф к к а
& кгс/мм2 !НИ, чие ИЯ >ри ные ые
с 2 о. ° S к л к
о >> ь tn ь Ч
20ХЗМВФ (ЭИ415) 550 50 55 38,5 34,5 28,1 36,9
50 35 33,6 28,1 33,1
45 32,5 32,6 28 33
40 30 — — 29,6
15Х12ВНМФ (ЭИ802) 500 50 45 35 — — 34,6
40 32,5 — — 29,2
35 29 — — 29,9
650 46 50 29,1 29,1 22 29,2
45 — 27,8 22 27,9
40 29,55 26,7 21,9 23,7
35 28 — — 23
30 27,5 — — 22,6
ХН35ВТ (ЭИ612) 650 39,5 50 40,5 — — 23,6
45 32,5 29 29 27
40 32 29 29 30
ХН70ВМЮТ (ЭИ765) 650 72 82 77 69 63,9 61,5
80 76 68,5 63,9 64
76 72,5 56,8 63,5 67,5
70 — 64,7 62,8 67,5
700 72,5 80 65,6 62 54,4 50,7
75 61,8 60,2 54,4 50,5
70 — — -—.
60 . .—
750 59 75 51,6 46,3 37,8 36,5
65 46 44,5 37,8 38
60 44 43,2 37,7 38
50 40,6 40,2 37,1 40,5
ХН70ВМТЮФ (ЭИ826) 600 61 77 75 67,3 63,5 59,6
75 73,5 66,6 63,3 60,4
70 69 64,4 62,4 59,2
68 64,5 61,6 60,7 58,4
63 62,5 60,4 59,8 58,5
700 58 70 68,8 61,3 57,6 51,7
65 63,5 59,3 57,2 51
60 58,5 56,9 56,1 59
750 57 70 52,1 48,7 42,4 39,3
50 49 47,8 42,4 37,8
60 48 46,9 42,4 36
55 45,6 45,5 42,3 42,5
50 44,7 44,1 42 41,7
47 42,9 42,8 41,6 44,5
800 51 60 35 34,3 25,7 26,7
55 32 33,5 26,7 29,3
50 — 32,6 26,7 28,9
45 29 31,5 26,7 24,9
40
Продолжение табл. 2
О о °У «о через Т “I ч, кгс/мм«, по гипотезам
Марка стали или сплава Си и К ф
и Си <и g кгс/ммЕ ареиия О) к р* о Си К К к <и 1Г 3 4) ® 3 « 3 ё л к о с; к
н о >. Л н <
40 28 30,3 26,6 25,5
35 — 28,7 26,3 27,0
850 57 45 25,5 25,1 16,5 21,2
40 24 23,9 16,5 21,3
ХН75ВМЮ (ЭИ827) 700 60 75 63,8 63,5 58,8 60
72 — 62,6 58,7 54,5
70 — 62 58,5 53,5
69 —. 61,6 58,4 66
66 60,8 60 57,7 62,5
750 62 65 60 51,7 46 51,2
63 57 50,8 45,7 49
800 45 57 38 35 27,5 36,8
53 36 34,4 27,5 38,8
50 35 33,9 27,5 33
850 37 50 35 31,9 20,3 24,5
45 31 27,4 20,3 24,5
ветствие с экспериментом обнаруживают кривые, рассчитанные
по теории упрочнения, особенно для о0 < оу. Результаты рас-
четов по гипотезе течения дают заниженные значения от, а по
теории старения — завышенные. Однако для начальных напря-
жений, значительно превышающих предел упругости, когда пла-
стическая деформация при нагружении превышала 1%, экспери-
ментальные кривые оказались ниже рассчитанных по теории те-
чения. Некоторые результаты такого сопоставления для стали
ЭИ802 и сплава ЭИ765 приведены на рис. 9.
Е. А. Хейн [22] сопоставлял расчетные и экспериментальные
кривые релаксации стали 25Х2М1Ф (ЭИ723) при 580° С в усло-
виях однократного и повторного нагружений (см. рис. 9). Испы-
тания на ползучесть были проведены при постоянных напряже-
ниях 10—40 кгс/мм2 с последующим разгружением и определе-
нием упругого последействия. При испытаниях на релаксацию
с повторными нагружениями начальные напряжения составляли
20, 30 и 40 кгс/мм2. Расчетные кривые релаксации были построены
на основе данных, рассчитанных по теориям течения, упрочнения
и комбинированной теории. При расчетах по комбинированной
теории предполагалось, что необратимая составляющая, получае-
мая вычитанием из деформации ползучести деформации после-
действия, подчиняется закономерностям теории упрочнения, а об-
ратимая составляющая аппроксимируется двумя звеньями Кель-
41
вина—Фойгта с параметрами rjj, Ег и т]2, £2. Было установлено,
что последнее предположение находится в удовлетворительном
соответствии с экспериментальными данными. На рис. 9 в виде
кривых 6 и 7 приведены результаты точных и асимптотических 1
решений уравнений, отвечающих комбинированной теории. Из
рис. 9 видно, что лучшее соответствие расчетных и эксперимен-
тальных кривых релаксации получается при использовании ком-
бинированной теории, худшее —• при использовании теории ста-
рения. Некоторые расхождения, обнаруженные на начальных
участках расчетных и экспериментальных кривых при повторных
нагружениях, Е. А. Хейн объясняет снижением сопротивления
ползучести в процессе старения при 580° С.
Таким образом, сопоставление экспериментальных и расчетных
кривых релаксации показывает, что при напряжениях, меньших
предела упругости, теория упрочнения позволяет достаточно
полно описать такой процесс ползучести при переменных напря-
жениях, каким является релаксация напряжений. Комбиниро-
ванная теория упрочнения и пластической наследственности
дает еще лучшее соответствие с экспериментом.
При сравнительно высоких температурах удовлетворитель-
ного совпадения с опытом можно достичь и расчетом по теории
старения. Если же необходимо расчетным путем определить
гарантированный предел релаксации, целесообразно использо-
вать теорию течения. При начальных напряжениях, превышаю-
щих предел упругости, кривые релаксации могут быть рассчи-
таны по теории течения со структурным параметром. При очень
высоких температурах, а также для очень больших сроков службы
релаксацию можно рассчитывать с помощью формул, основанных
на теории постоянной скорости ползучести.
5. ОСОБЕННОСТИ РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Процессы релаксации напряжений в металлических материа-
лах могут развиваться как при комнатной и отрицательной тем-
пературах, так и при повышенной и высокой температурах.
Для анализа доминирующих при данной температуре меха-
низмов релаксации напряжений в различных материалах следует
различать три температурные области: низкотемпературную
(< 0,25 Тпл), среднетемпературную (0,25 Тпл — 0,5 Тпл) и высо-
котемпературную (>0,5 Тпл).
Релаксация напряжений при низких тем-
пературах контролируется механизмами скольжения и
1 Асимптотическое решение для модели с двумя звеньями Кельвина—Фойгта
описывается, как и для модели с одним звеном, выражением (79), причем
р _________EiE2Eq_____
р- Е^ + ЕоЕг + Е^ ‘
42
пересечения дислокаций. Энергия активации процессов в этой
области близка к энергии сублимации.
Для описания процессов релаксации напряжений в низко-
температурной области напряжения иногда подразделяют на
термическую и атермическую компоненты. В. И. Доценко,
П. А. Пархоменко и В. Ф. Пустовалов [27 ] исследовали особен-
ности релаксации напряжений в серебре и меди при низких
температурах и епл = 5—80%. Они установили возрастание До
при уменьшении температуры от 4,2 до 1,5 К (от 80 до 180 гс/мм2
для меди) и предложили для объяснения этого явления две ги-
потезы:
1. Конец релаксации при низких температурах соответствует
не атермическому напряжению, а некоторому напряжению дру-
гой физической природы; при этом конец процесса релаксации
связывается с истощением подвижных дислокаций.
2. Равенство нулю наблюдаемой скорости релаксации еще
не означает равенства нулю скорости пластической деформации,
что может быть связано с невозможностью ее измерения за конеч-
ный интервал времени.
В области низких температур в перлитных сталях и сплавах
титана протекают процессы деформационного старения, в спла-
вах на никелевой основе при некоторых сравнительно низких
температурах (~ 500° С) образуются предвыделения (зоны Гинье—
Престона), тормозящие процессы ползучести.
В среднетемпературной области релаксация
напряжений определяется пересечением дислокаций, преодоле-
нием ими барьеров Пайерлса и, главное, поперечным скольже-
нием. В этой температурной области вступают в действие диффу-
зионные процессы, вызывающие переползание дислокаций из
одной (заблокированной) плоскости скольжения в другую (не-
заблокированную). Скорость среднетемпературной релаксации
находится в экспоненциальной зависимости от энергии актива-
ции.
Высокотемпературная релаксация кон-
тролируется диффузионным механизмом перемещения дисло-
каций, переползанием дислокаций, движением винтовых дисло-
каций и вязким перемещением атмосфер Коттрелла. Энергия
активации высокотемпературной ползучести (релаксации) близка
к энергии самодиффузии или энергии миграции вакансий [7 ].
Перечисленные механизмы вносят различный вклад при крат-
ковременной и длительной релаксации, в металлах с различной
кристаллической решеткой, в сплавах с различной степенью
легирования.
Если в области высоких температур сопротивление релакса-
ции До/о0 с повышением температуры непрерывно уменьшается,
то при умеренных температурах для ряда материалов характерны
немонотонные зависимости До = /(<). Подобное поведение наблю-
далось у аустенитных сталей 12Х18Н10Т, 37Х12Н8Г8МФБ
43
(ЬИ481), никельхромового сплава ХЙ70ВМЮТ (ЭИ765) [281
(рис. 10, а), а также у перлитных арматурных сталей 20, 20ГС,
20ХГ2Ц, 23Х2Г2Т (рис. 10,6) [29]. В то же время для ста-
лей ферритного и феррито-мартенситного классов (20X13,
15Х12ВНМФ, 15Х12В2МФ и др.), у которых отсутствуют про-
Рнс. 10. Зависимость от температуры сопротивлении
релаксации (а, б) и деформации ползучести, накоплен-
ной за 300 ч (в), для сталей и сплавов:
1 — 20X13, <тп = 60 кгс/мм2; 2 — 12Х18Н10Т, а0 =
= 35 кгс/мм2; 3 — ХН70ВМЮТ (ЭИ765), а0 =
= 80 кгс/мм2; 4 — 37Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481), а0 =
= 60 кгс/мм2; 5 — 20; 6 — 20ГС; 7 — 20ХГ2Ц-П;
8 — 23Х2Г2Т-1; S — 23Х2Г2Т-П, а0 = 0,65 О»2; Ю —
20X13, а = 60 кгс/мм2; И — 35ХГСА, а = 60 кгс/мм2;
72 — 25Х2МФА, а = 60 кгс/мм2; 13 — ХН70ВМЮТ
(ЭИ765), о = 80 кгс/мм2; 14 — высокопрочная Сг—Мо
сталь, о/ав = 0,95; 15 — титановый сплав, а/ав =
= 0,7
цессы деформационного старения, с повышением температуры
сопротивление релаксации монотонно понижается.
Аналогичные зависимости от температуры были получены
и в испытаниях на ползучесть при постоянном напряжении
(рис. 10, в). Сказанное о температурной зависимости сопротивле-
ния релаксации можно проиллюстрировать схемой, представ-
ленной на рис. 11. Кривая 1 относится к материалам, у которых
процессы релаксации и ползучести в интервале 7\—Т2 затормо-
жены вследствие деформационного старения и образования пред-
выделений. В других случаях температурная зависимость До
выражается монотонными кривыми 2 и 3. Подобный вид кривых
характерен для сплавов, у которых процессы деформационного
44
старения либо вообще не наблюдаются (кривая 2), либо они про-
текают настолько интенсивно, что низкотемпературная релакса-
ция (ползучесть) практически отсутствует (кривая 3). В табл. 3
приведены температуры, отвечающие основным зонам кривой
типа 1.
Таблица 3
Температура минимального 7\ и максимального Т2 сопротивлений
релаксации некоторых сплавов в зоне температур (От-0,5) Тп„
Материал Т, т,
°C К °C К
Железо Армко —70 203 +20 293
Сплав Al—Si (силумин) —70 203 +20 293
Титановые а-сплавы Высокопрочные конструкционные +20 293 300—350 573—623
стали +20 293 150—250 423—523
Аустенитная сталь 12Х18Н10Т . . . Жаропрочные сплавы на никелевой +220 493 300 573
основе +400 673 500-550 773—823
Различная интенсивность про-
цессов релаксации напряжений
в различных температурных об-
ластях прослеживается также при
анализе зависимостей о^/оу —
= f (°Vay)- На рис. 12 такие
зависимости приведены для спла-
вов на никелевой основе при вре-
мени релаксации 1 ч.
0,6 0,8 1,0 1,2
бС/^у
Рис. 12. Зависимость оставшегося на-
пряжения сгт (через 1 ч) от началь-
ного (То и температуры испытаний иа
кратковременную релаксацию в отно-
сительных координатах:
а — сплав ХН70ВМЮТ (ЭИ765); б —
ХН70ВМТЮФ (ЭИ826); в — ХН75ВМЮ
(ЭИ827)
Прежде чем рассмотреть эти зависимости при разных темпе-
ратурах для разных сплавов, целесообразно ввести понятие
предела релаксации. Здесь под пределом релаксации будем по-
45
нимать начальное напряжение, при котором релаксация не про-
исходит, т. е. = о0 для данного времени и температуры1.
Как видно из рис. 12, при высоких температурах предел ре-
лаксации (от = о0 за данное время) достигается при разных
температурах примерно при одинаковых значениях (а0/ау) < 1-
При умеренных и низких температурах пределы релаксации до-
стигаются как при (о0/ау) < 1, так и при (а0/оу) > 1> причем
каждой температуре отвечает свое значение о0/оу, при котором
~ °0-
ГЛАВА II
МЕТОДЫ ИЗУЧЕНИЯ РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
Экспериментальные исследования сопротивления материала релаксации
напряжений обычно проводят при таком напряженном состоянии, которое ха-
рактерно для условий нагружения деталей, изготовляемых из данного материала.
В частности, испытания проводят в условиях растяжения, сжатия, изгиба, кру-
чения на винтовых пружинах при сложном напряженном состоянии. Получае-
мые результаты зависят не только от схемы нагружения, но и от скоростей на-
гружения и разгрузки, реализуемых в испытательной установке. В связи с тем,
что релаксацию напряжений можно рассматривать как процесс ползучести при
меняющихся напряжениях, для оценки сопротивления релаксации напряжений
в материале используется заметно большее число критериев, чем для оценки со-
противления ползучести (при постоянном напряжении).
1. РЕЛАКСАЦИЯ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ И СЖАТИИ
Известны различные методы изучения релаксации напряжений в условиях
одноосного растяжения.
Б. М. Ровинским и В. Г. Лютцау был разработан метод испытаний, заключаю-
щийся в периодическом измерении поперечного сечения образца, начальная про-
дольная деформация которого остается постоянной. Поперечную деформацию
образца в испытаниях при комнатной температуре измеряют с помощью специаль-
ных чувствительных датчиков, а при повышенных температурах — определением
поперечной упругой деформации решетки методом обратных рентгеносъемок [6].
Испытания проводят следующим образом: ненапряженный образец вместе с уст-
ройством для нагружения перед испытанием устанавливают в рентгеновской
камере для определения периода решетки. Затем образец нагружают и блок
с образцом устанавливают в камере, где периодически измеряют упругую дефор-
мацию решетки.
Позже эти же исследователи предложили другой рентгеновский метод изу-
чения релаксации напряжений. После определения периода решетки в исходном
ненапряженном состоянии образец быстро растягивают до заданной величины
пластической деформации, разгружают, а затем в нем периодически определяют
период решетки прецизионной рентгеновской съемкой. Этот метод основан на
том, что в деформированном металлическом образце при разгрузке возникают
остаточная деформация решетки обратного знака и сжимающие ориентировап-
1 Подробно о пределе релаксации см. гл. II, с. 79—81.
46
ные микронапряжения, которые релаксируют подобно напряжениям первого
рода.
В отличие от ползучести при постоянном напряжении при релаксации ве-
личина необратимой деформации незначительная и в объеме кристаллического
тела она создается за счет весьма малых сдвигов (тонкое скольжение), распре-
деленных неравномерно по большому числу плоскостей скольжения, что затруд-
няет их микроскопическое изучение. Тем не менее Б. М. Гугелевым и Л. Б. Ге-
цовым начаты исследования закономерностей релаксации напряжений в микро-
объемах металлических образцов с помощью электронного микроскопа. Образцы
с поверхностью, подвергнутой электролитическому полированию, нагреваются
пропусканием тока и затем подвергаются растяжению до заданного начального
напряжения в вакуумной установке типа ИМАШ-5С, после чего производится
их заневоливание.
В процессе последующего испытания на диаграмме потенциометра фикси-
руется кривая изменения напряжения во времени. Деформационный рельеф на
извлеченных из установки через определенные промежутки времени образцах
исследуется под электронным микроскопом.
Макроскопические исследования релаксации напряжений в основном бази-
руются на определении изменений упругой деформации.
Для исследования релаксации напряжений при растяжении проводят испы-
тания как шпилек и болтов в обоймах, так и образцов на специальных релакса-
ционных машинах.
Методики испытания в обоймах различной конструкции различаются сте-
пенью равномерности нагрева обоймы и образца,точностью измерения остаточных
деформаций, точностью поддержания постоянной длины образца во время испы-
тания, производительностью, используемыми приспособлениями для создания
начального натяжения. Неравномерность нагрева обоймы и болта может вызы-
вать местные перенапряжения болта. Недостаточное различие сечений обоймы
и образца приводит к снижению жесткости напряженного состояния.
Кроме того, почти для всех методов испытаний в обоймах характерно на-
гружение при комнатной температуре и развитие процесса релаксации на первом
этапе при переменной (повышающейся) температуре.
Одна из таких методик применяется в исследовательской лаборатории фирмы
«Ллюминиум компапи оф Америка» для изучения релаксации алюминиевых спла-
вов [30]. Образцы испытывают в жестких нагружающих рамках из алюминие-
вых сплавов, которые поддерживают постоянство деформации во времени. В конце
испытания образцы разгружают и с помощью экстензометра измеряют обратимую
упругую деформацию.
В одном из первых приспособлений для испытаний шпилек и болтов на
релаксацию, предложенных Мохелем, при каждом последующем нагружении
напряжение в испытуемой шпильке доводили до первоначальной величины. Та-
ким образом, условия испытания в этой установке отличались от условий чистой
релаксации.
По методике ЦНИИТмаша длину образца измеряют на универсальном микро-
скопе. Для растяжения образца до заданной величины деформации используют
специальное приспособление (ИР-4Р), представляющее собой комбинацию двух
гаечных ключей, соединенных винтом, на котором находится рычаг с рукояткой.
Полный оборот рукоятки создает натяжение 4 кгс/мм2. Нагревательное устрой-
ство (ИР-3) рассчитано для работы в интервале температур 400—700° С. Этот
метод дает возможность измерять оставшиеся напряжения с точностью до
0,4 кгс/мм2, однако здесь возможны перенапряжения образца вследствие неравно-
мерного нагрева образца и обоймы.
Более совершенным является испытание моделей болтовых соединений
в многоместной оправке, где образцы прогреваются быстрее обоймы, поэтому
исключается возможность их перенапряжений [31].
Для изучения чистой релаксации напряжений на испытательной машине
необходимо задавать и поддерживать заданную полную деформацию образца,
фиксировать напряжение или изменение напряжений в образце, поддерживать
с определенной точностью заданную температуру образца.
47
Машины имеют нагружающее устройство, систему, поддерживающую де*
формации постоянными, систему измерения напряжений и термостат (нагрева*
тельное устройство).
Нагружения можно производить с помощью пружины, подвижного груза,
груза, величина которого изменяется в процессе испытания (шары, вода), гидрав-
лическим прессом и пр. Машины с грузом, перемещающимся по одному рычагу,
не позволяют проводить испытания при больших начальных пластических де-
формациях образца, закрепленного с одной стороны. Машины, нагрузка в ко-
торых уменьшается во время испытания, дают возможность лишь разгружать
образец. Пружина, служащая для нагружения, должна обладать стабильностью
упругих свойств.
Системы, обеспечивающие поддержание заданной деформации образца, также
могут быть различными. Как правило, они состоят из устройства, воспринимаю-
щего и увеличивающего деформацию образца (увеличитель деформации); устрой-
ства, вырабатывающего электрические импульсы при отклонении размеров об-
разца, и релейной системы, управляющей электродвигателем нагружающей
системы.
Установку для измерения релаксации напряжений можно рассматривать
как замкнутую автоколебательную систему с обратной связью. В связи с этим
в релаксационных машинах стремятся уменьшить амплитуду автоколебаний,
повышая жесткость частей увеличителя деформаций, чувствительность системы
датчика импульсов, жесткость нагружающей системы, а также уменьшая инер-
цию движущихся частей машины и трение в сочленениях нагружающей системы.
На амплитуду автоколебаний влияют и такие параметры машины, как скорость
нагружения и разгружения, время установления заданной скорости нагру-
жения или разгружения после приема нагружающей системой импульса пере-
ключения.
Ниже приведены основные характеристики машин для испытаний на р е-
лаксацию при растяжении (недостаток некоторых машин состоит
в том, что в процессе испытания можно лишь уменьшить нагрузку, в то время
как структурные превращения и изменения температуры во время испытания
требуют ее увеличения) [2, 48];
1. Машины Барра, Барджета и Девиса. Начальное напряжение создается
затягом гайки. Напряжение определяется по деформации эталонного стержня,
жесткость — по податливости стержня.
2. Машина «Кран компания. Напряжение создается пружиной, натяжение
которой достигается завинчиванием гайки.
3. Машина Надаи и Бонда компенсационного типа; при удлинении образца
на 0,0002% замыкается контакт, который через реле приводит в действие двига-
тель, ослабляющий нагружающую пружину.
4. Машина «Рел 5». Нагружение создается пружинами. Изменение длины
образца передается через кварцевые стержни на систему рычагов, регулирую-
щих положение диафрагмы, которая в свою очередь влияет на поток света, падаю-
щего на фотоэлемент. Фотоэлемент находится в схеме разгрузки образца. Тем-
пература испытаний составляет 350—1000° С, точность поддержания температуры
— 2° С. Максимальная нагрузка равна 5000 кгс. Время нагружения до макси-
мальной нагрузки 5—20 мин. Точность поддержания длины образца —0,001 мм.
5. Машина УНМ-5 (ЦКТИ) компенсационного типа. Нагружение идет от
бункера с шарами. Разгрузка происходит при достижении заданной деформации
путем сброса шаров по одному через равные промежутки времени. Исключена
возможность догрузки образца во время испытания. Максимальная нагрузка
4000 кгс. Отношение плеч рычага 1 : 50, рабочая температура 400—750° С, точ-
ность поддержания длины образца 0,002 мм. Нагрузка шарами может быть за-
менена нагружением от червячного устройства через фрикцион. В этом случае
нагрузка составляет 350—4000 кгс, температура до 900° С, точность поддержа-
ния длины образца 0,001 мм.
6. Машина ИП-2 (ЦНИИТмаш). Нагружение происходит с помощью чер-
вячно-винтового устройства. Нагрузка фиксируется кольцевым динамометром.
При изменении деформации образца производятся повторные догрузки. Макси-
мальная нагрузка 3000 кгс, температура до 900° С.
48
7. Машина 5ПМ (ЦКТИ) компенсационного типа; груз перемещается вдоль
рычага. При достижении определенной пластической деформации срабатывает
электромагнитное реле, включается электродвигатель, который перемещает груз.
Максимальная нагрузка равна 5000 кгс, точность поддержания длины образца
0,04—0,008%, скорость нагружения 3 кгс/мм2 в секунду, скорость разгрузки
1,25 кгс/мм2 в секунду.
8. Машина с масляным нагружением компенсационного типа. На рычаге
подвешен масляный бак. При удлинении образца до предельной величины стрелка
индикатора замыкает контакт и включает магнитное реле, открывающее кран
выпуска масла из бака. Исключена возможность догружения образца.
9. Установки ПВ-152; ПВ-3012 (НИКИМП). Нагружение происходит с по-
мощью червячного винтового устройства. Нагрузка фиксируется динамометром
или тензодатчиком, наклеенным на упругий элемент. Максимальная нагрузка
составляет 3000 кгс, рабочая температура 900—1500 и 900—2500° С. Вакуум
5-1G-0—5- 10-Б тор. Скорость нагружения 2 мм/мин.
10. Машина Института физики металлов (УФАН). Нагружение произво-
дится пружиной. Максимальная нагрузка равна 1000 кгс, точность поддержания
длины образца 0,0002 мм, рабочая температура до 900° С, точность поддержания
температуры ±1 град, скорость нагружения и разгружения 3,2 кгс/мм2/мин.
11. Машина Каубо с нагружающей системой маятникового типа. Длина об-
разца поддерживается постоянной с помощью системы экстензометра, связанного
электрически с двигателем нагрузки. Точность поддержания длины образца
0,001—0,002 мм.
12. Машина Джаиазяна имеет нагружающую систему рычажного типа с во-
дяным баком. Сброс воды производится при замыкании электроконтакта индика-
тора, связанного с электронным реле водосбросного клапана. Время нагружения
2 мин. Проволотный образец длиной 200—900 мм.
13. Машина Кеннеди и Дугласа с пневматическим двигателем, давление
в котором варьируется с помощью регулятора давления и соленоидных клапанов
нагружения и разгружения. Максимальная нагрузка составляет 4500 кгс, ско-
рость нагружения и разгружения не более 8 кгс/мм2 в минуту.
14. Машина МПФП-18-ГРП-1 [32] компенсационного типа. Деформации
измеряются с помощью бесконтактной фотоследящей системы с использованием
фоторезистеров. Нагружение происходит через систему рычагов. Максимальная
нагрузка равна 200 кгс, точность поддержания длины образца 2 мкм. Рабочая
температура до 2000° С. Вакуум до 10^Б тор. Нагрев радиационный и пропуска-
нием тока.
Применительно к исследованиям релаксации напряжений при отпуске [33],
проводимым при изменяющейся температуре в установках с растяжением, тем-
пературное удлинение компенсируется следящим устройством, работающим от
образца-свидетеля, который имеет ту же температуру, что и нагруженный об-
разец. Несмотря на то что линейная деформация поддерживается постоянной,
условия простой релаксации частично не соблюдаются из-за того, что поперечная
Деформация в процессе изменения температуры не остается постоянной, так как
значения коэффициента Пуассона р, изменяются при переходе упругой деформации
(р. = 0,25->0,35) в пластическую (р — 0,5).
Для испытаний нарелаксациюв условиях сжатия служит
ряд установок [2].
1. Установка УМИР-10 мощностью 10 тс. Образец лежит на роликовых опо-
рах и может перемещаться по плоскостям соприкосновения с опорой. Чем больше
напряжения в образце, тем больше сил необходимо для преодоления сил
трения. Падение напряжений во время испытания измеряется по изменению сил
трения.
2. Машина Уитли и Попа для испытаний чугуна на релаксацию в условиях
сжатия создана на основе установки для испытаний на ползучесть. Образец,
представляющий собой цилиндр диаметром 6,35 и высотой 25,4 мм, сжимается
между двумя стержнями, торцы которых имеют шлифованную притертую по-
верхность. Нагрузка прилагается с помощью системы рычагов. Деформацию из-
меряют специальным экстензометром, чувствительность которого увеличивается
в пять раз с помощью системы рычагов. Перемещение груза вдоль нагружающего
49
рычага, осуществляемое с помощью сервомотора и винта, поддерживает дефор-
мацию на заданном уровне.
В этой системе скорость двигателя составляет 1,5 об/мин, шаг винта равен
25 мм, а при перемещении конца рычага экстензометра на 0,0075 мм напряжения
в образце изменяюгся на 0,084 кгс/мм2. Для создания начального нагружения
отвинчивают нажимной винт под концом рычага, на котором устанавливают на
подвеске необходимые грузы. Одновременно ввинчивают микрометр до появле-
ния контакта с рычагом экстензометра. При этом срабатывает реле и начинается
процесс испытания.
3. Для испытания пружин из алюминиевых и медных сплавов на релакса-
цию при 20—90° С в условиях сжатия служит винтовой пресс с верхним винтом
и основанием, выполненным в виде цилиндров диаметром 2 мм [34]. Проволочные
образцы в поперечном направлении сжимаются между винтом и основанием.
Изменения нагрузки измеряются с помощью тензометров, соединенных по мосто-
вой схеме. Для обеспечения термомеханической стабильности детали пресса из-
готовлены из инвара.
2. РЕЛАКСАЦИЯ ПРИ ИЗГИБЕ И КРУЧЕНИИ
Рис. 13. Кольцо для испытаний
на релаксацию по методу Одинга
Испытания на релаксацию при изгибе проводят главным образом двумя
методами: кольцевых образцов и плоских пружин. Метод кольцевых образцов,
или метод Одинга, в наших лабораториях является основным для получения ха-
рактеристик сопротивления релаксации материалов. Он состоит в следующем:
кольцевой образец, сконструированный в виде
бруса равного сопротивления изгибу (рис. 13),
нагружают с помощью клина определенной
толщины, вставленного в прорезь. Образец с
клином помещают в нагревательное устройство
(печь или жидкую ванну), где происходят про-
цессы релаксации первоначальных напряжений.
Заданное начальное напряжение создается вы-
бором толщины клина. Величину релаксиро-
ванного напряжения определяют по измене-
нию первоначальной ширины прорези. Напря-
жения определяют по формулам
а0 = АЕ/Д; (102)
Да = ДЕ<Д1, (102а)
где А — константа, полученная из условия
линейного распределения напряжений по сред-
нему сечению образца (А = 0,000583 мм-1);
Е/ — модуль упругости при температуре ис-
пытания1, Д — изменение ширины прорези при установке клина; — изме-
нение первоначальной ширины прорези вследствие ползучести.
Метод имеет следующее ограничение: если начальное напряжение о0 равно
пределу упругости (пропорциональности) материала при температуре испытания
или превышает его, то мгновенная пластическая деформация резко изменяет
фактическое значение о0 (так, пластическая деформация 0,05% приводит к умень-
шению о0 на 8,5 кгс/мм2). В связи с этим испытания кольцевых образцов воз-
можны при а0 (0,754-0,8) ац 2. Но и при а0 = 0,8 Ор 2 в ряде случаев возможны
ошибки в связи с пластической деформацией при комнатной температуре; это
наблюдается при условии
„20° С р
р0,2 с20° С
°0.2 Et
(ЮЗ)
Это условие выполняется, например, для сталей ХН35ВТ (ЭИ612) и ХН35ВТЮ
(ЭИ787) при 650—700° С.
50
При испытаниях кольцевых образцов точность расчета падения напряже-
ний, согласно формуле (102), зависит от достоверности значений модуля упру-
гости, для определения которого имеются два метода: статический и динамический.
Продолжительность замера и диапазон используемых напряжений практически
исключают возможность протекания процессов ползучести как при динамическом
(£дин)> так и при статическом (Е„) методах определения модуля упругости. Из-
мерения ЕдИН и Ест проводятся при существенно разных уровнях напряжений,
В связи с этим разница между значениями ЕДИп и Ест достигает иногда 20%.
Кроме того, модули упругости могут быть несколько различными на образцах
разных размеров, на металле разных плавок с разным уковом и т. п. В справоч-
ной же литературе значения модуля упругости разных материалов даются, как
правило, без указания метода его определения. Это может привести к ошибочным
выводам при сопоставлении характеристик сопротивления релаксации различных
материалов. Такое сопоставление, по-видимому, можно проводить лишь при ис-
пользовании значений Е сравниваемых материалов, найденных идентичными
методами.
Другой способ определения релаксации при изгибе, разработанный в ЦНИИТ-
маше, состоит в испытании плоской пружины (пластины), которой задается оп-
ределенный прогиб на специальном приспособлении ИР-4Н. Кулачки приспособ-
ления, создающие необходимый прогиб пластины, выбирают в зависимости от
величины заданного начального напряжения. Поворот кулачка на 90° обеспечи-
вает одновременный прогиб двух испытываемых пластин. Кулачки после прогрева
приспособления поворачивают с помощью специального ключа. Разгрузку об-
разца производят тем же ключом.
Напряжения рассчитывают по формулам
6Ей .
а°~ /2(1 —р.2) f°’ (104>
6Ей . _
°Т “ /2(1-р) ( 05)
fг ~ fо (/т)пл> (Ю6)
где fa — начальный упругий прогиб; (Д)пл — остаточный прогиб; Z — длина
пластины; h — толщина; р. — коэффициент Пуассона. Для измерения (fx)nn
используют специальный электромикрометр. Недостатком метода является
трудность изготовления пластин, особенно из немагнитного материала.
Ограниченное применение получили также методы испытания на изгиб об-
разцов в виде металлической ленты, предложенные применительно к пружинным
лентам [2]. Сущность методов состоит в следующем. Пружинную ленту вводят
в стальные кольца, внутренний диаметр которых выбирают в соответствии с на-
чальным напряжением. Кольца должны быть таких размеров, чтобы получалась
только упругая деформация. Кольца выдерживают при температуре испытания
в течение времени, необходимого для построения кривой релаксации. Если нужно
определить оставшееся напряжение через несколько минут после нагружения,
то кольца нагревают в расплаве солей, состав которых выбирают применительно
ктемпературе испытания. Для углеродистых сталей и сталей с ограниченным коли-
чеством никеля возможен более интенсивный нагрев — в расплаве чистого свинца
или его эвтектик. Испытания при температурах, не вызывающих интенсивного
развития процессов ползучести, проводят с нагревом в печи. Оставшееся напря-
жение определяют по замерам радиуса кривизны ленты, извлеченной из кольца,
с помощью формулы
ат = ЕА(-!--------(107)
2 \ го гх )
где h — толщина ленты; г0 — радиус кольца; гх — радиус кривизны ленты,
деформированной при релаксации.
Расчеты по формуле (107), так же как и по формуле (102а) для кольцевых
образцов Одинга, основаны на предположении треугольной эпюры распределения
напряжений по сечению.
51
Для исследования релаксации напряжений в процессе быстрого нагрева
металла (до 2000° С/с) существует методика, по которой в условиях изгиба ис-
пытывают плоские пластины, нагреваемые пропусканием тока. При этих испыта-
ниях уменьшаются напряжения в процессе нагрева вследствие релаксации на-
пряжений при переменной температуре и уменьшения модуля упругости при
увеличении температуры:
ох = <т0 —- е0АЕ — ерЕ(, (108)
где А£ = £2о — Ef, е,р — еПл + вп; причем о0— начальное упругое напряже-
ние при 20° С; 6Р— пластическая деформация при температуре t, слагающаяся
из деформации ползучести еп и мгновенной пластической деформации епл.
Оригинальная установка создана А. К. Покровским и В. Г. Филатовым [35].
Длинный образец произвольного сечения закрепляют в разъемах рычагов. В од-
ном из рычагов расположен измерительный элемент, представляющий собой уп-
ругую сменную балочку с наклеенными на нее двумя тензометрами сопротивле-
ния. Нагревают образец в печи, причем рычаги оказываются нагретыми лишь
на сравнительно малом участке, так как их дополнительно охлаждают водой с тем,
чтобы температура па измерительной балочке оставалась постоянной. Нагруже-
ние образца заданным изгибающим моментом производится после его прогрева,
для чего в заслопкс печи имеются прорези, позволяющие разводить рычаги в про-
цессе испытания. Чистый изгиб образца осуществляется по дуге радиуса 7? во-
круг оси рычагов.
Релаксацию напряжений при кручении изучают па образцах различного
типа. Стальную проволоку испытывают на специальной установке [2]; началь-
ное напряжение здесь задается поворотом груза, связанного с одним из захватов.
Величина оставшегося напряжения регистрируется автоматически, ее можно
также контролировать по отклонению стрелки. Угол закручивания образца под-
держивается постоянным с помощью следящей системы, замыкающий контакт
которой укреплен на захвате без груза. В состав установки входит печь, и испы-
тания можно проводить при температуре до 600° С.
На установке РПТ-3 [33] испытывают тонкостенные трубчатые образцы,
подвергающиеся отпуску при переменной температуре. Преимущество схемы
кручения при переменной температуре определяется тем, что температурное рас-
ширение образца оказывает незначительное влияние на угол его закручивания.
Действительно, если принять, что длина образца It = /0 (1 +«/), момент инер-
ции It = /о (at + 0> а крутящий момент Mt = Мо, то угол закручивания <р/
будет равен
__ Mtlt __ А40/0 (I -|- at) Go 1
V‘~ Gtlt ~ G(Z0(l+a/)« ~^~GT (1+aZ)3 ’
(Ю9)
где Go и Gt — модуль сдвига при 20° С и температуре t.
Если изменение температуры составит 600° С, то при а = 15 • 10‘6 начальный
угол изменится всего на 3%.
Схема установки изображена на рнс. 14. Трубчатый образец 18 закреплен
в верхнем захвате 17. К нижнему концу образца с помощью такого же захвата
прикреплена трубчатая тяга 19, на конце когорой установлено колесо 20. От
колеса 20 отходят два гибких тросика 5, присоединенных к динамометрам 21,
индикаторы 6 которых показывают величину силы, действующей на ободе ко-
леса 20. Крутящий момент подводится к верхнему захвату 17 через верхнюю
трубчатую тягу, соединенную с редуктором 13, вращение которому сообщается
двигателем 14, установленным на станине 12. Угол закручивания образца изме-
ряется индикаторами 4 и 22. Они закреплены на рычаге 3 и упираются в рычаг 24.
Рычаги присоединены к двум удлинителям, прикрепленным к концам образца
прихватками.
Удлинитель 25 приварен короткими швами к верхнему торцу образца 18
и пропущен сквозь образец вниз, где на нем закреплен рычаг 3. К нижнему торцу
образца 18 приварен удлинитель 26, па нижнем конце которого закреплен ры-
чаг 24. При нарушении постоянства угла закручивания, установленного в начале
52
испытания, стрелка индикатора 4 отклоняется и Касается контакта К1 или К2.
Электрические устройства, расположенные в шкафу установки, включают двига-
тель в соответствующем направлении и выключают его, как только стрелка инди-
катора отойдет от контакта. Стрелка индикатора 22 касается контактов КЗ или К4
в случае, если выйдет из строя цепь управления, работающая от контактов К1
и К2, что является сигналом о возникшей неисправности.
Нагрев образца осуществляется печью 15, которая подвешена на тросиках 10,
перекинутых через блоки 11. Грузы 16 уравновешивают печь 15. Температура
Рис. 14. Установка для исследования релаксации напряжений при
переменной температуре
образца контролируется тремя термопарами 7—9, расположенными посередине
и на концах образца. Равномерность температуры по длине образца обеспечи»
вается путем предварительного подбора напряжения на каждой из трех обмо-
ток печи. Провода термопар пропущены сквозь верхнюю трубчатую тягу. Ско-
рость подъема температуры 30—300° С/ч задается программным устройством,
расположенным в шкафу. Температуру посередине и на концах образца показы-
вают приборы 1 и 23, а напряжение на спиралях печи — прибор 2.
Максимальный крутящий момент, на который рассчитана установка, обес-
печивает — 150 кгс/мма в трубчатом образце 18. Чувствительность устройства,
поддерживающего постоянство угла закручивания, если ее выразить в напря-
жениях, равна До/ = =1=0,5 кгс/см2.
53
Благодаря наличию гибких тросиков 5 удлинение тяг и образца от нагрева
не сопровождается появлением заметных осевых сил в образце. Осевая нагрузка
на образец равна сумме масс нижней тяги, колеса и удлинителя с рычагом, в ре-
зультате чего осевые напряжения в образце составляют лишь около 0,08 кгс/мм2.
3. РЕЛАКСАЦИЯ В ВИНТОВЫХ ПРУЖИНАХ
(ПО)
Релаксацию натурных винтовых пружин определяют, надевая их на оправку
и сжимая на определенную величину. Начальное напряжение рассчитывают по
формуле
Wk Gt
Т° ~ nd3 Gp Ро’
где D — диаметр пружины; d — диаметр пружинной проволоки; k — коэффи-
циент неравномерности навивок пружины; р0 — нагрузка, приложенная при
комнатной температуре для осуществления сжатия пружины до заданной вели-
чины fo = Zip — hi (h0 и ht — высота пружины в свободном состоянии и в момент
нагружения при 20° С соответственно). Оставшееся напряжение равно
hT —h
тт = т0-------
(111)
/о
где /1т — высота пружины, разгруженной в момент времени т, в свободном со-
стоянии.
Аналитическое определение релаксации напряжений в сжатых пружинах,
работающих при высоких температурах, легко выполнить, если положить, что
основной вклад в деформацию вносит процесс установившейся ползучести [36].
При простом растяжении в этом случае имеем
ёп = Вопс. (112)
Распространив (112) на случай сложнонапряженного состояния и подставив
в эту формулу выражения для напряжений и скорости деформации при кручении
[19, 23] о = е= V» гДе т«— интенсивность касательных напряже-
ний; у — скорость сдвиговой деформации, получим
пс+1
‘уп = В(3)~^~^
(113)
(114)
Продифференцировав условие релаксации
Ту + Тп — То,
получим
Ту +?п= 0,
где Ту, Тп — скорость упругой сдвиговой деформации и деформации ползучести.
Приравняв внешний и внутренний крутящие моменты и используя (113)
и (114), получаем дифференциальное уравнение для напряжения на внешней по-
верхности. Интегрирование этого уравнения дает соотношение для времени ре-
лаксации, необходимого, чтобы начальное сдвиговое напряжение т0 уменьши-
лось до тт:
[(Тт/Тр)1-^— 1]
4пс
3ne + 1 '
(П5)
т =
# l(nc-V)BG(3)
Используя формулу (115) для расчетов релаксации в пружинах из стали типа
X18Н9 и сплава инконель X с известными коэффициентами В и пс, были построены
54
зависимости от времени температур, при которых для разных значений т0 про-
исходит релаксация напряжений до заданных значений тт/т0 (рис. 15).
Для измерения упругой осадки пружины применяют специальные приспо-
собления с электрощупом, позволяющие производить замеры с точностью до
—0,01 мм. При испытании пружин, как и при испытаниях образцов на изгиб,
нагружение производят лишь в упругой области.
Для уменьшения интенсивно развивающихся процессов релаксации напря-
жений в пружинах непосредственно при их нагружении в ряде случаев приме-
няют технологическую операцию, называемую «заневоливапием», которая со-
стоит в следующем. Изготовленную пружину сжимают до соприкосновения вит-
ков и длительно выдерживают в таком состоянии. Процесс заневоливания пру-
Рис. 15.
Релаксация напряжений в
сжатых пружинах из нержавеющей стали:
А — типа XI8H9 (Тпл — 1740 К); Б — инконеля X (Гпл = 1680 К); Р = Tx/Xo‘
а — 0,95; б — 0,90; в — 0,85; г — 0,80; д — 0,75; е — 0,70; ж — 0,65; з — 0,60; напря-
жение т0, кгс/мм2: 1 — 0,7; 2 — 3,5; 3 — 7,0; 4 — 10,5; 5—14; 6 — 21
жин считается законченным, когда скорость течения релаксационных процессов
становится постоянной.
Для изучения закономерностей релаксации напряжений в пружинах сжа-
тия при их зансволивании сконструирована установка [6], позволяющая про-
водить испытания при комнатной и повышенных температурах с автоматической
записью кривых релаксации. Установка состоит из нагружающего устройства,
печи, весов и фотореле. Пружину устанавливают па подставку, затем через нее
продевают тягу. Для подъема и опускания подвески, на которой устанавливают
гири и гидрогирю, при нагружении и разгружении пружины служит домкрат.
Когда подвеска освобождается от домкрата и вся нагрузка сосредоточивается
на пружине, щель фотоэлемента устанавливается в тени флажка и включается
фотореле. При падении несущей способности пружины она сжимается и фла-
жок, прикрепленный к стрелке индикаторной головки, открывает щель фото-
элемента, вследствие чего включается реле, замыкающее цепь электромагнит-
ного пережима, открывается сифон для откачки воды из гидрогири. Откачивае-
мая вода попадает в ведро весоизмерителя и ее масса, соответствующая падению
нагрузки пружины во времени, регистрируется записывающим устройством.
Более подробно конструкция установки рассмотрена в [2].
В последние годы А. А. Чижиком разработан метод испытания на релакса-
цию металла натурных пароперегревательных труб [21, 37]. Испытания проводят
55
в условиях сжатия па специальных пружинных образцах с прямоугольным се-
чением витка (рис. 10). Применительно к условиям получения достаточной точ-
ности испытаний и предупреждения потери устойчивости для труб диаметрами
25—75 мм установлены оптимальные размеры пружинного образца: длина 40,
шаг спирали 8 мм. Образцы обычно изготовляют фрезерованием и каждый обра-
зец подвергают тарировке, состоящей в определении усилия, необходимого для
осадки образца до высоты, соответствующей длине калибра. В результате тари-
Рнс. 16. Образец и приспособление для массовых испытаний паропере-
гревательных труб на ползучесть и релаксацию напряжений:
1 — опорные гайкн; 2 — фиксирующие втулки; 3 — стержень; 4 —
образец
ровки определяют жесткость образца с = Р/6, где Р — приложенное усилие;
6 — соответствующая этому усилию линейная деформация образца.
Начальную осадку образца АХ0 устанавливают по формуле
Л, кг Etn (2а)22Ь ~
(Н6)
где о01 — условное начальное напряжение; £20 и Et — модули упругости при
20° С и температуре испытания I; 7?ср — средний радиус пружины; 2а — ширина
сечения витка; 2Ь — высота; /?2 — константа, зависящая от отношения bla:
Ыа ... . 1 1,2 1,5 2,0 2,5
/г2 .... 0,208 0,219 0,231 0,246 0,258
bla . . . . 3 4 5 10
k2 .... 0,267 0,282 0,294 0,312—0,333
Условное начальное напряжение равно начальному напряжению кольце-
вого образца, вычисленному по формуле (102).
Уравнение (116) выведено на основе теории Л. М. Качанова [18], согласно
которой совпадение кривых релаксации напряжений в условиях разных напря-
женных состояний возможно лишь при равенстве параметра релаксации х> зави-
сящего от характера напряженного состояния. Решение выполнено вариационным
методом в соответствии с принципом минимума дополнительной мощности де-
формации тела.
56
Были получены следующие основные результаты: а) интенсивность процесса
релаксации напряжений пружинных образцов определяется геометрией витка и
величиной показателя ползучести; б) при условии равенства начального макси-
мального напряжения процесс релаксации в пружинных образцах идет тем бы-
стрее, чем больше кривизна витка (меньше индекс витка); в) при значениях ин-
декса витка более шести процесс релаксации в пружинных образцах практически
не отличается от такового при скручивании прямого стержня прямоугольного
сечения при равных значениях начального напряжения.
Проведенные вычисления позволили прийти к следующему соотношению,
связывающему величину максимального касательного напряжения с величиной
нормального напряжения в опыте при одноосном растяжении или изгибе по ме-
тоду И. А. Одинга: ттах = р' (то'Кз).
Коэффициенты р' для пружинных образцов с квадратным сечением витков
представлены в табл. 4. Из рассмотрения таблицы следует: а) вне зависимости от
кривизны витка коэффициенты р' слабо зависят от показателя ползучести пс
и могут быть приняты как константы; б) учитывая, что допускаемая ошибка при
подсчетах напряжения в кольцевом образце составляет 5%, и принимая во вни-
мание разброс результатов опытов, можно утверждать, что использование кри-
терия оэкв = К3 Тщах при расчете начального эквивалентного напряжения для
пружин с i >3 в широком диапазоне температур должно обеспечивать совпадение
кривых релаксации по обоим методам: И. А. Одинга и приведенному в работе [21 ].
Другими словами, при соответствующем выборе величины начального эквивалент-
ного напряжения кольцевой метод И. А. Одинга и метод испытаний с помощью
пружинного образца в условиях релаксации напряжений приводят к одним и
тем же результатам; в) соответствие между кривыми релаксации напряжений
в условиях одноосного растяжения и пружинного образца при использовании
в качестве критерия оэкв = |ЛЗ Traax отвечает таковому между кривыми релак-
сации напряжений для одноосного растяжения и кольцевого метода при усло-
вии Офаст Пизр.
Таблица 4
Величина коэффициента р' для пружинных образцов
с квадратным сечением
Число витков ‘‘ = Дср/а р', одноосное растяжение при п р', изгиб, по И. А- Одингу, при пс
2 3 4 5 10 2 3 4 5 10
3 0,98 0,93 0,88 0,85 0,86 0,88 0,86 0,83 0,87 0,78
4 1,07 1,03 0,98 0,95 0,87 0,98 0,95 0,93 0,99 0,80
6,5 1,08 1,17 1,11 1,11 — 1,10 1,08 1,08 1,15 0,85
10 1,27 1,20 1,13 1,13 0,95 1,12 1,11 1,12 1,16 1,00
Использование критерия оЭкв = [/^Гттах позволило получить зависимость
между величиной осадки пружины в процессе релаксации напряжений и величи-
ной эквивалентных напряжений (116).
Пружины испытывают в специальных приспособлениях. Величина ДЛ0
создается при затягивании пружины двумя опорными гайками и фиксируется
втулками высотой h ~ Н — ДХ0, где И — высота образца. Этот метод испытаний
так же, как и испытания с кольцевыми образцами Одинга, является массовым:
испытываются по 15—20 образцов.
57
4. СОПОСТАВЛЕНИЕ ХАРАКТЕРИСТИК РЕЛАКСАЦИЙ
НАПРЯЖЕНИЙ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ВИДАХ НАГРУЖЕНИЯ
Методы испытаний на релаксацию основаны на расчетных оценках и экспери-
ментальной проверке совпадения результатов исследований.
Известны методы пересчета результатов испытаний кольцевых образцов на
случай одноосного напряженного состояния [2]. В. И. Розенблюм предложил
решение задачи о перераспределении напряжений в изогнутом брусе, использо-
вав гипотезу течения. И. А. Одинг и Г. Ф. Лепин провели соответствующие рас-
четы па основе предположения о превращении в процессе релаксации треугольной
эпюры в трапецеидаль-
ную.
Оригинальный метод
расчета изменений напря-
жений в кольцевом об-
разце был предложен
Е. А. Хейном [38], кото-
рый рассматривает задачу
релаксации напряжений в
прямоугольном брусе при
чистом изгибе. В этом
случае все элементы объе-
ма находятся в линейном
напряженном состоянии.
Рис. 17. Схема напряже-
ний в сечении кольце-
вого образца
Рис. 18. Схема расчета начальных напряжений по урав-
нению (121) для второго нагружения (а) и графический
метод расчета истинного напряжения (б)
В любой момент времени т распределение напряжений в образце о (у) одно-
значно зависит от начального напряжения. При первом нагружении о0 (у) =
= /г<7™ах (k — константа).
Обозначив через отр (у) напряжения треугольной эпюры, равномоментные
истинной эпюре напряжений (рис. 17), получим
у
J <* (£)£<*£ = -у °тр (У) У2-
О
(Н7)
Продифференцировав обе части уравнения (117) по у.
/ \ 2 i \ । 1 doTp(K)
° ({/) = -у огр (У) + -у У------- (118)
58
и проведя элементарные преобразования, получим
2 1
О (<?о) = — <Др (Со) + ~з~ <*0
d In Со ^°rp
d In у dOq
(П9)
Для первого нагружения
dlncr0
d In у
1 и
2 1 “aip
п(п0) = -з-огтр(а0)+—Оо-^—. (120)
Для расчетов n-ного нагружения по формуле (119) необходимо знать вели-
чину начального напряжения <jOn, которую определяют последовательно из
формулы
|0п °п—1 + (°0п °п—1) —7I—,
°О1
(121)
выведенной из предположения трансформирования поперечного размера об-
разца 2h:
h jh — Ooi/Ooi>
где c'On и — начальное напряжение при /t-ном нагружении для образцов с на-
чальными напряжениями
Рис. 19. Кривые релаксации
напряжений, рассчитанные
по данным испытаний коль-
цевых образцов:
а — о о = 20 кгс/мм2; б —
о0 = 30 кгс/мм2; I, II,
Ill — первое, второе и тре-
тье нагружения соответ-
ственно
°п—1 и ап—1 — конечные напряжения при (п — 1)-м нагружении для образцов
с начальными напряжениями при первом нагружении о^ и о^.
На рис. 18 приведены схема расчета начальных напряжений по уравнению
(121) для второго нагружения и графический метод расчета истинного напряже-
ния по формуле (120).
Проведенные расчеты [38] (рис. 19) показали, что кривые релаксации /,
рассчитанные по формулам (102) и (102а) для первого нагружения, близки к кри-
вым 4, полученным по формуле (120). После повторных нагружений указанные
кривые резко различаются: истинная кривая одноосной релаксации оказывается
ниже найденной по формулам (102) и (102а). Кривые 2, рассчитанные по гипотезе
трапеции, оказываются ниже истинных для первого и повторных нагружений.
59
Кривые релаксации 3, подсчитанные по теории течения, оказались также близ-
кими к истинной.
Сопоставление характеристик релаксации напряжений может проводиться
при равной начальной деформации или при равном начальном напряжении [39].
Сопоставление при равной начальной деформа-
ции. Результаты испытания трех сталей различных классов — перлитного,
мартенситного и аустенитного — представлены в табл. 5. Отношение оставшихся
напряжений для кольцевых ок и цилиндрических пц образцов при трех сроках
испытания — 100, 1000 и 3000 ч — составляет 1,00 ±0,12 (за исключением
двух случаев, когда оно равно 0,82 и 0,83, что не является характерным). Сум-
марная начальная деформация в пределах 0,10—0,175% не оказала заметного
влияния на отношение ок/оц.
Таблица 5
Сопоставление результатов испытаний на релаксацию
кольцевых и цилиндрических образцов при равной
начальной деформации е0
Сталь Темпера - тура, °C °т за , кгс/мм2, время, ч °к/°ц за время, ч
100 1000 3000 100 1000 3000
20ХЗМФ (ЭИ415) 500 0,100 0,150 12,3 11,7 18,3 17,5 11,5 10,3 17,0 15,5 10,7 Жо 16,0 15,0 1,05 1,05 1,10 1,10 1,07 1,07
0,175 21,0 20,0 19,5 18,0 19,0 18,0 1,05 1,08 1,05
15Х12ВНМФ (ЭИ802) 560 0,100 0,150 8,2 8,2 12,0 12,0 5,7 6,5 8,5 9,8 4,3 5,2 6,2 7,7 1,0 1,0 0,88 0,87 0,83 0,80
0,175 14,0 14,0 10,0 10,0 7,3 8,5 1,0 0,96 0,86
31Х19Н9МВБТ (ЭИ572) 600 0,100 0,150 10,7 12,2 15,0 15,0 8,0 8,0 12,0 12,0 — — 0,88 1,0 1,0 1,0
650 0,100 9,0 9,0 6,0 6,0 — — 1,0 1,0
П р и м е ч а и и е. В числителе указаны значения для кольцевых образцов (ок).
б знаменателе — для цилиндрических (оц •
Приведенные результаты показывают, что для испытанных материалов и
принятых температурных режимов кривые релаксации кольцевых и цилиндри-
ческих образцов становятся подобными за весьма короткое время «100 ч).
В результате параллельных испытаний нескольких кольцевых образцов
установлена реальная погрешность (включающая влияние обычной неоднород-
ности исследуемого материала, а также неточности изготовления и измерения
образцов) в пределах 5—10% от измеряемого напряжения. Такая величина не
60
превосходит реальной погрешности любых длительных горячих испытаний ме-
таллов. Это значит, что значение отношения ак/°ц = 1,00 — 0,12 определяется
в основном естественным разбросом экспериментальных данных, а не специфиче-
ским поведением кольцевого образца в условиях релаксации напряжений.
Сопоставление при равном начальном напряже-
н и и. Результаты испытаний перлитной и двух мартенситных сталей (при 500° С)
представлены в табл. 6, из которой видно, что отношение пк/сГц не зависит от
длительности испытания (в пределах от 100 до 1000 ч) при данной температуре.
Оно находится в пределах 0,87—1,08, т. е. укладывается в интервал разброса
1,0—0,12, установленный первым методом.
Таблица 6
Сопоставление результатов испытаний на релаксацию
кольцевых и цилиндрических образцов при равном начальном
напряжении о0 -— 30 кгс/мм2 и температуре 500° С
Марка стали Т. ч О , кгс/мм2 Оц, кгс/мм2 °к/°ч
пределы колебаний средние значения
20Х1М1Ф1ТР (ЭП182) 100 24,1—24,6 25,6—25,8 0,94—0,95 0,94
500 23,0—23,9 24,7—25,2 0,93—0,95 0,94
1000 22,3—23,6 23,6—24,5 0,94—0,96 0,95
15Х12ВНМФ (ЭИ802) 100 17,3—20,5 20,2—23,0 0,85—0,89 0,87
500 15,7—18,7 17,8—20,7 0,88—0,90 0,89
1000 15,0—18,2 17,4—20,0 0,86—0,91 0,88
18Х12ВМБФР (ЭИ993) 100 23,0 * 22,2 ** — 1,03
500 22,1 * 20,3 ** — 1,08
1000 21,5* 20,0 ** — 1,07
* Термическая обработка на твердость НВ 321.
** Термическая обработка иа твердость НВ 286.
В табл. 7 приведены данные для ряда аустенитных сталей и никельхромовых
сплавов. Отношение ок/оц для всех температур, начальных напряжений и сроков
испытаний колеблется в пределах 0,86—1,01 (единичное значение 1,03 можно
отбросить).
Таким образом, для испытанных при одинаковой величине сг0 материалов
данного класса характерны пониженные значения отношения GK/av практически
не превышающие единицы. Это справедливо и для аустенитной стали
31Х19Н9МВБТ, испытанной на релаксацию напряжений при разной начальной
деформации (см. табл. 5). Примеры первичных кривых релаксации, построенных
по данным испытаний кольцевых и цилиндрических образцов, представлены на
рис. 20. Для стали 10Х15Н35В5Т (ЭИ725) при температуре 680° С (см.
рис. 20, а) кривые, полученные обоими методами при одинаковой величине о0 =
= 25 кгс/мм2, через 120 ч становятся подобными, причем кривая для кольцевых
образцов располагается ниже, чем для цилиндрических. Для сплава на никель-
хромовой основе ХН65ВМТЮ (см. рис. 20, б) экспериментальные точки при 750° С
и о0 = 30 кгс/мм2 через 300 ч ложатся на одну прямую (их разброс не превышает
обычной точности испытаний).
В указанные выше пределы сгк/оц = 1 — 0,12 укладываются расхождения
между ок и сгц и для перлитной стали 20Х1М1ФТР (ЭП182), испытанной при
565° С и = 25 кгс/мм2 [40] (табл. 8).
Специальными исследованиями [41 ] показано, что закон изменения во вре-
мени изгибных напряжений вследствие релаксации в кольцах равного сопротив-
ления изгибу справедлив и для трубчатых образцов при неравномерном распре-
делении изгибиых напряжений по длине образца,
61
Таблица 7
Сопоставление результатов испытаний на релаксацию
кольцевых и цилиндрических образцов (аустенитные стали
и сплавы) при различных температурах и начальных напряжениях
Темпера- тура, °C Я X . о О (ч О « кгс/мм8, за время, ч (Гц, кгс/мм2, за время, ч 0к/0ц* за вРемя» 4
120 | 500 1000 120 500 10Э0 120 503 1000
500 13 — I 10,2* 15Х14Н14В2М (ЭИ257) — I — I 10,8*1 — - 0,95*
600 12 - 1 7,5* - 7,4* - - 1,01 *
ХН35ВМТ (ЭИ692)
650 1 25 I 19,3 1 18,1 1 17,0 I I 20,3 I 1 ,8’2 1 — 1 0,95 I 0,99
680 1 25 I 17,1 1 14,8 1 13,2 | 18,7 | 16,7 1 15,5** 1 0,91 | 0,89 | 0,92
ХН35В5Т (ЭИ725)
650 I 25 I 20,3 1 I 19,3 1 1 18-' 1 I 22,7 1 21,4 1 18,5 I 0,89 I 0,90 I 0,98
680 j 25 | 18,6 । 1 16,3 | 1 14,7 | 1 20,6 1 18,5 | 17,1 ** | 0,90 | 0,88 | 0,86
ХН77ТЮ (ЭИ437А)
700 I 20 1 14,7 I I 13,0 I 1 П’6 1 15,7 1 13,5 I 12,5 I 0,93 I 0,96 I 0,93
700 | 25 1 17,5 1 14,8 | 1 13,1 1 18,0 | 16,1 | 15,1 | 0,98 | 0,92 1 0,87
ХН65ВМТЮ (ЭИ893)
750 25 18,8 17,5 16,4 20,0 19,8 19,0 0,94 0,88 0,86
750 30 22,4 20,6 19,2 21,8 20,5 19,2 1,03 1,0 1,0
800 30 18,0 15,0 — 18,8 16,0 — 0,99 0,94 —
* За 200 ч.
»• За 875 ч.
Т. И. Волкова сопоставляла характеристики релаксации, определенные ме-
Рис. 20. Кривые релаксации аустенитных сплавов:
а — ХН35В5Т (ЭИ725) при 680° С и в, = 25 кгс/мм1; б — ХН65ВМТЮ (ЭИ893) при
750° С и о0 = 30 кгс/мм2; X — растяжение (цилиндрические образцы); О — изгиб
(кольцевые образцы)
учета перераспределения их по сечению. В табл. 9 приведены значения оставше-
гося напряжения <тт за 1000, 3000, 5000 и 10 000 ч, а также значения времени
релаксации, вызывающего снижение <70 ДО от = 1° 11 20 кгс/мм2 (00=2о и ®o=io)-
Параметры, характеризующие первый и второй этапы релаксации, обозначены
как Og, So и 0О, где oj — условное начальное напряжение второго этапа; So = 62
62
— c'Jg0; 0(l — коэффициент так называемой релаксационной живучести материа-
лов (см. с. 75—83). Из табл. 9 видно, что значения от для колец и пружин не сов-
падают, причем разница между величинами имеет разный знак в зависимости от
Таблица 8
Сопротивление релаксации
стали 20Х1М1ФТР
Время, ч С , кгс/мм2 * * 3 to to
кольцо ЦНЛНИДр
100 17.4 20,1 0,87
1000 15,6 17,8 0,88
3000 14,0 15,0 0,94
температуры испытания и начального
напряжения.
Рнс. 21. Сопоставление кривых релаксации
пружинных образцов (темные значки) и ко-
лец (светлые значки) равного сопротивле-
ния изгибу:
Следует отметить также различное
поведение на первом и втором этапах
процесса: значения So = о'/о0 для
плоских пружин, как правило, боль- а — сталь 20Х1МФ1ТР (ЭП182) при 500° С:
ше, чем для кольцевых образцов, a ; — о0 = 12 кгс/мм2; 2 — = 16 кгс/мм»;
величины 0, характеризующие интен- з — о„ = 20 кгс/мм2; б — сталь
сивность релаксации на втором участ- *2*^ХЛТкгс/м^/- о» = '1Вк?с/мм2-
ке, наоборот, для плоских пружин о, = 25’ кгс/мм2
меньше, чем для кольцевых образцов.
Сопоставление результатов испытании на релаксацию колец равного со-
противления изгибу и пружинных образцов проводилось в работе [42]. Испыты-
вали стали марок 20Х1М1ФТРи 12Х18Н10Т. Как видно из рис. 21, наибольшие
различия в величине напряжений в испытаниях длительностью 2000 ч не пре-
вышают 5%.
5. РЕЛАКСАЦИЯ ПРИ СЛОЖНОНАПРЯЖЕННОМ СОСТОЯНИИ
Рядом исследователей изучались критерии релаксации напряжений при
сложнонапряженном состоянии.
Сложнонапряженное состояние создавалось одноосным растяжением и кру-
чением сплошных и тонкостенных трубчатых образцов, а также растяжением и
внутренним давлением. Испытания проводили при комнатной и при повышен-
ных температурах. Однако условия задания напряжений и деформации во вре-
мени на используемых для проведения испытаний машинах несколько разли-
чаются. В опытах Гриффитса и Марина поддерживались постоянными осевая
деформация и отношение главных напряжений, а в опытах Джонсона с сотрудни-
ками постоянными были угол закручивания и отношение осевой силы и крутя-
щего момента, осевая же деформация оставалась неконтролируемой [2]. В опытах
В. С. Наместникова [43] и В. В. Осасюка [44] постоянными являлись и осевое
удаление, и угол закручивания.
Установка В. С. Наместникова [43] имеет специальные приспособления,
позволяющие поддерживать постоянными сдвиг и удлинение. Точность поддер-
жания осевой деформации равнялась =t0,5—1,0-10~5, а сдвига =£0,8 — 1,7-10~6 * В..
Недостатком установки является сравнительно большое время между началом
испытания и концом нагружения (до 45 с).
Установка, созданная в Институте проблем прочности АН УССР [44], об-
ладает некоторыми особенностями: для непрерывных замеров усилий в образце
63
Таблица 9
Сравнение результатов испытания на релаксацию
кольцевых образцов и плоских пружин из стали 25Х2М1Ф
< 1 1 J испытания, °C Оо О’юоо °аооо °Б000 °10000 6а=20 6а=ю S S о 00. ч
1 к гс/мм2 ч V
17 7 я-** 16,0 15,0 13,3 80 19 600 17,4 0,70 36 000
2 J 18,5 17,2 16,5 14,0 35 21 500 19,0 0,79 30 000
500 30 21,2 19,2 18,2 15,7 2 400 25 000 20,8 0,70 36 000
22,8 21,2 20,0 16,5 4 900 23 000 23,5 0,78 28 000
35 24,6 22,6 21,9 18,5 7 700 31 200 24,5 0,70 34 000
26,0 23,5 22,5 18,7 8 000 26 000 26,0 0,74 29 000
25 14,8 12,4 11,0 9,2 35 8 000 13,9 0,55 24 000
15,2 12,0 10,5 7,8 20 5 800 14,0 0,56 17 000
525 30 17,5 13,4 12,6 10,3 425 10 400 15,0 0,50 26 000
18,8 14,8 13,0 9,0 500 8 600 18,0 0,60 16 000
35 21,5 17,0 15,2 12,0 1 500 14 000 18,8 0,52 22 500
21,0 15,5 13,5 9,5 1 250 9 200 19,0 0,54 15 000
25 10,6 7,6 6,3 4,1 15 1 200 9,6 0,38 13 000
12,0 8,8 7,5 5,2 20 1 900 10,8 0,43 14 000
550 .30 13,1 9,0 7,9 5,8 200 21 000 10,6 0,35 17 000
13,5 9,8 8,8 6,4 50 3 200 11,8 0,40 15 000
35 14,6 10,2 8,7 6,2 250 3 100 12,6 0,36 16 000
15,8 10,6 8,9 6,4 400 4 000 12,5 0,36 14 000
** В некоторых случаях получено методом экстраполяции. Во всех случаях получено методом экстраполяции. В числителе — кольцевые образцы, в знаменателе — плоские пружины.
в течение всего времени испытаний в нагружающую цепь установки введены
жесткие жидкостные динамометры, поэтому податливость звеньев нагружающей
цепи намного меньше податливости образца. Это обеспечивает воспроизведение
релаксации напряжений практически в чистом виде; для устранения погрешно-
стей при определении напряжений в образце из-за колебаний температуры в печи
образец с нагружающей рамой помещены в одинаковые температурные условия.
Эта установка позволяет проводить испытания на релаксацию напряжений при
растягивающих усилиях до 3000 кгс, крутящем моменте до 3,5 кгс-м и темпера-
турах до 900° С.
На рис. 22 представлена схема механической части установки. Образец 9
своим верхним концом, имеющим резьбовую нарезку, закреплен в поперечине 7,
которая связана с верхней поворотной плитой 13 посредством боковых тяг 10.'
Под нижней плитой 15 помещен жидкостный динамометр системы нагружения
образца осевым усилием. В комплект динамометрического устройства входят
корпус 2, рабочий объем которого полностью заполнен жидкостью 3 и вклады-
шем температурного компенсатора 17, мембрана 16 (фольга толщиной 0,1 мм),
64
Рис. 22. Установка для испытания на ре-
лаксацию при сложнонапряжениом со-
стоянии
прижимные фланцы 5, прокладки 4 и образцовый манометр 18. Нижний конец
образца прикреплен к центральной тяге 11, связанной с узлом нагружения (чер-
вячный редуктор 1). Устранение изгибиых напряжений в образце обеспечивается
сферической подкладкой 20 и возможностью перемещения верхнего конца образца
благодаря зазорам между нижней плитой и прижимными фланцами. При враще-
нии колеса червячного редуктора образец нагружается осевым усилием, опреде-
ляемым манометром.
Для создания и замера скручивающего образец момента имеются два одина-
ковых устройства, каждое из которых состоит из пальца 30, закрепленного в верх-
ней поворотной плите, винта 29, тол-
кателя 27 и жидкостного динамометра
системы нагружения образца крутящим
моментом. В комплект динамометриче-
ского устройства входят прижимной
фланец 28, мембрана 25, прокладка
26, рабочая жидкость 24 с температур-
ным компенсатором, корпус 23 и образ-
цовый манометр 22. Корпус динамомет-
ра связан с неподвижным основанием
19, расположенным на стойках 21.
При вращении винта верхняя поворот-
ная плита вместе с боковыми тягами,
поперечиной и верхним концом образца
вращается на шариковой опоре 14, цен-
трируясь по направляющей 6. При
этом центральная тяга с закреплен-
ным в ней нижним концом образца
остается неподвижной, так как ниж-
ний торец гайки 12 прижат к корпусу
2. Величина момента, скручивающего
образец, определяется по показаниям
манометра.
Для нагрева образца служит элек-
трическая печь сопротивления 8, в ко-
торую помещены центральная тяга с
образцом и нагружающая рама. Для
контроля деформации образца в на-
правлении действия осевого усилия и
скручивающего момента имеются спе-
циальные устройства.
После нагружения образца осевым
усилием и крутящим моментом проис-
ходит релаксация осевых и тангенци-
альных напряжений, вследствие чего
уменьшаются показания соответствую-
щих манометров. По изменениям этих
показаний строят релаксационные кри-
вые при помощи тарировочных гра-
фиков. Точность поддержания осевой
деформации составляла ±2,8-10“6, а
деформации сдвига =tl,3-10-3 рад.
Для испытаний применяют сплошные
образцы диаметром 7 и трубчатые диаметром 10Х 1 мм. Изучение влияния слож-
понапряжеиного состояния на процессы релаксации позволило выявить особен-
ности поведения материалов в этих условиях.
Проведенный в работе [33] анализ интенсивности процессов релаксации
при плоском напряженном состоянии, характеризуемом отношением т =
= о2/от, показал, что с увеличением т степень релаксации эквивалентных на-
пряжений уменьшается.
Объясняется это тем, что одинаковому уровню эквивалентного напряже-
3 А. М. Борздыка, Л. Б. Гецов
65
ния о, соответствует различное количество потенциальной энергии в единице
металла в зависимости от величины т\
GZi / 1 — рт + т2 \
2Е \ 1 — т + т2 ) ’
где р — коэффициент Пуассона.
Процесс релаксации представляет собой один из случаев рассеяния энергии.
По мере релаксации она сначала будет превращаться в энергию формоизменения
и лишь затем за счет той же релаксации рассеиваться. В более энергоемких си-
стемах, чем сдвиг (т> —1), напряжения будут релаксировать медленнее и уро-
вень Gi в каждый момент времени будет выше, чем при сдвиге. К результатам,
полученным из энергетических соображений, приводит и непосредственное ис-
пользование расчетного метода [33], рассматриваемого в гл. IV (с. 102—104).
В. С. Наместников предполагает, что при испытаниях на релаксацию имеет
место упругая несжимаемость материала закрученной и растянутой трубки [43].
Тогда в случае пропорциональности девиатора релаксирующих тангенциальных т
и осевых G напряжений девиатору начальных напряжений должно соблюдаться
соотношение
т/о = т°/о() = X = const.
(122)
Таблица 10
Релаксация напряжений при сложнонапряженном состоянии
Материал Номер образ- ца 0 т °1 7. ДЛЛ, % T, ч
кгс/мм2
Первое нагружение
Д16Т 4 20,15 5,85 22,56 0,29 —14 23
6 19,9 8,98 25,26 0,452 +4 21
10 9,66 2,49 10,58 0,258 —25 19
12 25,90 6,34 28,14 0,242 —16,7 24
16 6,23 10,05 18,73 1,45 —4,1 28
244 21,15 11,57 29,14 0,55 —9 24
1Н 15,06 8,42 20,98 0,56 —10,7 4,5
2Н 22,6 12,53 31,34 0,555 —4 8,5
2Н 27,56 13,65 36,31 0,496 —7 24
1Н 19,87 11,0 27,52 0,558 —10 32
ЗН 23,26 13,5 32,99 0,58 —14 28
Медь 16 6,56 6,9 13,8 1,05 —0,2 1
18 10,1 7,28 16,2 0,72 —1,0 1
20 10,4 8,0 17,3 0,77 —9,7 21
22 5,1 4,23 8,93 0,83 —15,7 23
1Р 7,77 5,82 12,73 0,74 —12 22
2Р 4,48 2,83 6,3 0,587 —24 17
ЗР 9,0 3,93 11,28 0,437 —9,1 0,75
Второе нагружение
Д16Т 4 23,00 6,41 25,53 0,28 —12,5 33
6 21,80 10,37 28,25 0,477 —5,0 20
12 30,16 6,47 32,17 0,214 —14 14
16 7,6 10,9 10,37 1,44 —3,5 23
Медь 20 10,85 8,18 17,83 0,75 —5 28
22 7,50 5,8 12,54 0,77 —6,5 13
2Р 1 — — — — —
6G
Справедливость соотношения (122) проверяли па образцах из дюралюми-
ния Д16Т и меди при 150° С [43] при двух повторных нагружениях. Продолжи-
тельность опытов варьировалась от 1 до 56 ч (табл. 10). Значения интенсивности
напряжений ot- вычисляли по формуле
о, = /о2 + 3т2. (123)
Из графиков изменения величины X во время испытаний различных образ-
цов видно некоторое ее уменьшение с течением времени. Однако по завершении
первой стадии ускоренной релаксации значения X стабилизируются. Приведен-
ные в табл. 10 максимальные отклонения К (т) от Z при нагружении показывают,
что, за исключением четырех испытаний, величина ДХ/Х не превышает 14%.
В. В. Осасюк [44] проводил исследования на сплошных образцах из жаро-
прочных аустенитных сталей ХН35ВТ и 12Х18Н10Т при 650° С. При этом варьи-
ровались значения начальных осевых о'О и начальных тангенциальных ка-
рие. 23. Зависимость падения
осевых напряжений Д(ТХТ в об-
разцах из сплава ХН35ВТ
(ЭИ 612) от начального танген-
циального напряжения че-
рез разные промежутки вре-
мени, ч:
Рис. 24. График зависимости
До,т -
/ — кручение; 2 — растяже-
ние с кручением; 3 — одноос-
ное растяжение
1 — 50; 2 — 100; з — 250 пряжений, а также соотношение 'Qjcfy, по-
следнее— в пределах от 0 до 1. Ре-
зультаты испытаний стали ХН35ВТ представлены на рис. 23 в виде зависимостей
падения осевых напряжений До* от начальных тангенциальных напряжений
для разных значений времени релаксации. На рис. 23 видно, что указанные за-
висимости имеют линейный характер до значений т® , при которых максималь-
ное главное напряжение в наружных слоях образцов достигает предела теку-
чести материала. На основе проведенных экспериментов предложена зависимость
падения осевых напряжений при сложнонапряженном состоянии от падения осе-
вых напряжений при одноосном напряженном состоянии (До*^:
о
txy
(Г~
Ох
Дох = До^
(124)
Расхождение между экспериментальными и рассчитанными по формуле (124)
величинами не превышало 4%, а расчетные значения Дох, найденные из соот-
ношений, основанных па энергетической теории прочности, оказались в ряде
случаев значительно меньше экспериментальных (до 16%).
В. В. Осасюк [44] проводил также испытания на релаксацию трубчатых
образцов из стали ХН35ВТ и установил, что между снижением интенсивности
напряжений До(Т и начальной интенсивностью нагружения о10 существует ли-
нейная зависимость (рис. 24). Однако точки, соответствующие кручению и ра-
стяжению с кручением, располагались несколько выше точек, соответствующих
одноосному растяжению.
В. А. Винокуров [33] исследовал релаксацию двухосных напряжений во
время отпуска пластин толщиной 25 мм из стали СтЗсп размером 520X 520 мм.
Поле собственных напряжений создавали двусторонним нагревом центрального
3!
67
участка пластины ацетилено-кислородным пламенем двух горелок. Релакса-
ция трехосных напряжений в этой же работе исследовалась на сплошных ци-
линдрах из стали 20, центральные отверстия в которых заваривались электро-
шлаковым способом. Результаты экспериментов сопоставлялись с данными рас-
чета, основанного на использовании семейства кривых релаксации при перемен-
ной температуре и одноосном напряженном состоянии (см. гл. IV, с. 134). Как
видно из рис. 25 и 26, расчетный метод В. Л Винокурова дает удовлетворитель-
ное совпадение с опытными данными релаксации (после отпуска при 500° С)
в условиях сложпонапряженного состояния.
Испытания, проведенные на сталях 12Х1МФ и 15Х1М1Ф при разных тем-
пературах, показали, что напряжения
от внутреннего давления, имеющие место
в паропроводах, не влияют на релакса-
цию изгибных напряжений [41 ].
Рис. 25. Собственные остаточ-
ные напряжения ох в сварной
пластине:
1 — после сварки перед отпус-
ком; 2 — после отпуска экспери-
ментальные; 3 — после отпуска
расчетные (с делением временн
отпуска на участки)
Рис. 26. Распределение двухосных соб-
ственных напряжений радиальных Cf#
и тангенциальных Од в пластине, ко-
торая нагревалась в центре, до от-
пуска (—-----) н после отпуска (-):
/ — расчетные кривые; 2 — экспери-
ментальные кривые
В работе [45] рассматривается развитие процесса релаксации осевого ком-
понента температурных напряжений, возникающих в цилиндрических оболоч-
ках при наличии градиента температуры между оболочкой и наложенными на нее
конструктивными связями.
При совместном действии внутреннего давления и осевой фиксированной
деформации начальное напряженное состояние можно записать в девиаторной
форме:
^ = 4-^-4-^;
Л о
9
О0 = 482Е;
О
1 Oi_ 1 е2£.
о
(125)
68
Величина среднего давления при этом
1 , 1 . г
°Ср----2~ ПГ ”1 3~ F2^
(126)
Принимая закон пропорциональности скорости ползучести и девиатора на-
пряжений
ёп f(P*)D
(127)
и условие несжимаемости еср == 0, получаем соотношение
(ёу)2 =D2'2G.
(128)
Из начальных условий — qrcv/8 = const (q — давление; гср — средний радиус
и 6 — толщина стенки трубки) и е2 = const следует
г'п2+4 0. (129)
Выражения (127) и (128) позволяют запи-
сать уравнение (129) при использовании степен-
ной зависимости f (О) в следующей форме:
пс—I
о = £в(4-°1+^) 2 ®2> (130)
где В и пс — коэффициент и показатель пол-
зучести в уравнении (29).
Полагая, что скорость ползучести описы-
вается степенной функцией еп= [dfij (т)/Л] о"1,
после интегрирования уравнения (129) с раз-
деляющимися переменными получим
а
Г---------—-------Л^=т~ = - w-
J
Оо
Г, /W
Рнс. 27. Кривые релаксации
осевого компонента термона пря-
жений для труб 12X1.0 при
750° С
(131)
Проводя интегрирование выражения (131) на ЭВМ, можно легко оцепить
релаксацию термонапряжений в тонкостенной оболочке.
Рассмотрим полученные соотношения применительно к схеме силового на-
гружения труб. Для экспериментального определения характера процесса ре-
лаксации термонапряжепий как при одномерном нагружении, так и в условиях
сложионапряженного состояния были проведены испытания на установке типа
Коффина, где релаксирующая компонента напряжений задавалась осевой де-
формацией. Изгибная жесткость верхней опорной плиты подбиралась из условия
ее несоизмеримости с осевой жесткостью испытуемых образцов. Это условие
контролировалось в процессе эксперимента замером деформации: нагрузки, соз-
даваемые при испытаниях, не вызывали прогибов верхней опорной плиты.
На рис. 27 представлены кривые релаксации осевого компонента термо-
напряжений в трубах из стали Х18Н10Т, рассчитанные по формуле (131). Кри-
вые 1 характеризуют развитие процесса релаксации при простом растяжении,
кривые 2 показывают интенсивность процесса релаксации при наличии в оболоч-
ках постоянно действующего и неизменного во времени внутреннего давления.
Опытные данные представлены на рис. 27 в виде кружков. Наибольшие отклоне-
ния экспериментальных результатов от теоретического решения не превышают
10—15%.
69
6. ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ НАГРУЖЕНИЯ И РАЗГРУЖЕНИЯ
Идеальной релаксацией напряжений называют процесс уменьшения напря-
жений в мгновенно нагруженном образце, который в течение всего испытания
находится в абсолютно жестко закрепленном состоянии. Однако такие условия
практически невозможны, так как реальные системы не могут обеспечить абсо-
лютной жесткости (чистая релаксация) и мгновенного нагружения.
В гл. I влияние жесткости нагружения учитывалось в уравнениях при по-
мощи множителя 1 + сЕ, где с — податливость системы (упругого звена), рав-
ная нулю для абсолютно жесткой системы.
Из дифференциального уравнения релаксации по теории течения
de Ееп
dT ~ 1 +с£ '
(132)
видно, что с увеличением податливости системы образец — машина скорость
релаксации снижается.
При абсолютно податливой системе (о — const) создаются условия чистой
ползучести; при абсолютно жесткой системе развиваются процессы чистой ре-
лаксации. По данным испытаний в условиях некоторой податливости системы
можно путем соответствующих расчетов определить характеристики чистой ре-
лаксации.
Приняв подобие кривых ползучести в виде (40), получим следующие выра-
жения для определения характеристик чистой релаксации по данным, определен-
ным при испытаниях с податливостью с =^= 0.
По теории старения
1—р 1—р, ,, , Ас ,, , Аог
------— =------’— (1 4- сЕ) или--= (1 + сЕ) ----(133)
! Рс °Т °СТ
где индекс с относится к испытаниям с податливостью с и введены обозначения
Р = от/ог0; ре = ог/о0;
Дп = о0 — пт; Аос = о„ — о£Т.
Как видно из выражения (133), влияние податливости системы, согласно
теории старения, проявляется в одинаковой степени для разных моментов вре-
мени.
По теории течения
F = огт Г 1 + + (Ш - 1) £Qt (т) 1m~I
Гт~ 1 + с£ 1 +(ОТ_ 1) £Qj (т) с#1-1 ]
(134)
Из выражения (134) видно, что, согласно теории течения, влияние податли-
вости системы по-разному сказывается на результатах испытаний на релакса-
цию, соответствующих различным моментам времени.
В тех случаях, когдапо каким-либо причинам определение жесткости на-
гружения затруднено, можно воспользоваться следующим методом определе-
ния величины податливости с: в процессе испытания, помимо оставшегося на-
пряжения от, измеряют удлинение нагруженного образца А/. Зная его расчет-
ную длину L и модуль упругости испытуемого материала при рабочей темпера-
туре, величину с рассчитывают по формуле
А/ 1
с = —у----------.
L Со
Определенное влияние на результаты испытаний на релаксацию, особенно
в условиях быстро развивающихся процессов ползучести (высокие температуры
и начальные напряжения), оказывают скорости нагружения и разгружения.
При испытаниях кольцевых образцов скорость нагружения связана со скоростью
нагрева; при испытаниях на изгиб пластин возможно практически мгновенное
70
нагружение. Скорость разгружения в этих случаях полностью соответствует
скорости процесса.
Что касается условий нагружения при испытаниях на релаксацию в усло-
виях растяжения, то, как указывалось выше, обычно используют два способа
нагружения образцов: либо до заданного начального напряжения о0, либо до
заданной величины удлинения Л/о. А. С. Вольфсон и Е. А. Хейн сопоставляли
кривые релаксации, полученные при мгновенном нагружении (идеальная релак-
сация), с кривыми, полученными двумя указанными способами [2]. Сравнение
кривых проводилось путем расчетов по теории течения, упрочнения и старения.
Приведем в качестве примера сопоставление кривых релаксации, вычисленных
по теории течения.
Примем, что кривые ползучести подобны:
ёп = (т) f (о). (136)
При этом Вг (т) — монотонно убывающая функция, стремящаяся при воз-
растании т к положительному пределу, причем уже при малых т
В1(т) <В1(0), (137)
а / (°) — монотонно возрастающая функция, удовлетворяющая условию
f(a)>Aap, (138)
где А, р —некоторые постоянные (р> 1).
Процесс релаксации описывается уравнением
4--^-+В1(т)/(о) = °. (139)
Идеальная релаксация (рис. 28, кривая 7). Решение урав-
нения (139) в этом случае имеет вид
“м—т/тВг’ <«>
Оо
где
т
(т) = J (т) dt. (141)
о
Нетрудно видеть, что при любом фиксированном т увеличение о0 приводит
к увеличению от. В то же время благодаря условию (138) интеграл в правой части
уравнения (140) сходится при <70 -> со. Отсюда следует существование верхней
предельной кривой релаксации, соответствующей о0 = оо. Этот вывод был под-
твержден экспериментами, проведенными А. С. Вольфсоном и Е. А. Хейном при
оо, превышающих предел упругости, а также опытами Кеннеди и Дугласа.
71
Плавное нагружение до достижения напряжс-
н и я о0. Пусть нагружение происходит по кривой 4 на рис. 28 и продолжитель-
ность его до напряжения о0 составит Tj. Тогда процесс релаксации для рассма-
триваемого случая можно описать уравнением
°т
(т) - Й, (т,) =---М , (142)
Оо
если вести отсчет времени т с момента начала нагружения, или уравнением
°г
й1(г + т1)-Р1(т1) = -А (143)
Оо
если вести отсчет времени с момента окончания нагружения. Полагая ввиду
малости
«1 (Т + Д) — Й1 (И “ Si (т) Ь,
получим
йх (т) — Йх (тх) = Qj (т) — (0) Тц (144)
(т + Ti) — Й! (тх) Й1 (т) — [Bj (0) - В± (т)| Tj. (145)
Согласно условию (137), правые части выражении (144) и (145), а следова-
тельно, и уравнений (142) и (143) при малых т практически совпадают. Ограни-
чимся поэтому рассмотрением кривой, определяемой более простым по структуре
уравнением (142).
Из уравнений (140) и (142) непосредственно видно, что кривая релаксации
при плавном нагружении до напряжения о0 (см. рис. 28, кривая 2) располагается
выше идеальной кривой 1.
Плавное нагружение до достижения заданной
деформации е0= о0/Е. Предположим, что нагружение по-прежнему про-
исходит вдоль кривой 4 (см. рис. 28), поскольку скорость нагружения опреде-
ляется характеристиками испытательной машины и не зависит от способа на-
гружения. К моменту т2 напряжение в образце достигает значения о*. Легко
видеть, что кривая релаксации 3 при указанном способе нагружения расположена
ниже кривой 2. В начальный период релаксации это следует из очевидных соот-
ношений т2 < тх и о* < о0; в дальнейшем кривые 2 и 3 не пересекаются, так
как при одинаковых значениях от точки кривой 2 имеют меньшие по абсолют-
ной величине значения do/di.
Докажем теперь, что кривая 3 располагается выше кривой 1, т. е. что на-
гружение до заданной деформации дает лучшее приближение к идеальной кри-
вой релаксации, чем нагружение до заданного напряжения. Обозначим через о**
ординату идеальной кривой релаксации при т2. К моменту времени т2 полная
деформация равна:
для кривой 1
т2
----Ь Jfii(t)/:Io1(T)]rfT = e(); (146)
0
для кривой 2
+ f В1 (t) f (T)l dT = e«. (147)
0
72
Из выражений (146) и (147) получаем
т2
о* —п**=-£ j Я3(т) {f кИт)]— /|о-4(т)|} б/т. (148)
о
Очевидно, в начальные моменты времени Oj (т) > о,, (т). Таким образом,
из уравнения (148) следует, что о* > о**.
Расчетами по теории упрочнения было показано, что кривая релаксации
при нагружении до достижения заданной начальной деформации образуется
смещением кривой идеальной релаксации вправо на весьма малую величину;
это позволяет считать обе кривые практически совпадающими. По теории ста-
рения обе кривые совпадают полностью.
Из расчетов по разным теориям ползучести также видно, что в случае, когда
деформацию ползучести вп , накапливаемую в процессе нагружения, сопостав-
ляют с величиной упругой деформации, то кривая релаксации (при нагружении
до заданного начального напряжения о0) фактически совпадает с кривой идеаль-
ной релаксации для начального напряжения, превышающего величину сг0 на
величину еп Е.
Данные, полученные в работе Ватсона, подтвердили для различных скоро-
стей нагружения сделанный выше вывод о совпадении кривых релаксации при
нагружении до заданной деформации с идеальной кривой [2].
При высоких температурах и высоких начальных напряжениях, которым
соответствуют высокие значения скоростей ползучести, результаты испытаний
на релаксацию могут зависеть от максимально достигаемой скорости разгруже-
ния машины, если эта скорость меньше скорости процесса. Сказанное иллюстри-
рует рис. 28. В течение времени т( самопроизвольно проходящий процесс ре-
лаксации (кривая /) вызовет меньшее накопление деформации ползучести, чем
в том случае, когда деформация ползучести накапливается при уменьшении на-
грузки со скоростью разгружения, достигаемой машиной (кривая 2). Поэтому
условие релаксации е0 = еп + ох/Е = const будет соблюдаться при испыта-
нии лишь с некоторого момента тг>тг
Для оценки деформаций ползучести, накопленных в процессе нагружения
и разгрузки с разными скоростями образцов из жаропрочных сплавов, испыты-
вавшихся на релаксацию, использовалась теория упрочнения [47]. Принимали
аппроксимацию экспериментальных данных при постоянных напряжениях (98)
и (99). Для нахождения зависимости сп = f (еп, о) из уравнений (98) и (99) время
исключали численными методами. Расчеты накопленной деформации ползучести
проводили с помощью ЭЦВМ БЭСМ-3 по программам, составленным на языке
АЛГОЛ-60. Были приняты линейные зависимости напряжения от времени не
только при первой разгрузке, но и при нагружении:
о=-о0----— До; (149)
Ti
о = ——о0, (150)
т2
где т, — время разгрузки на До; т2 — время нагружения от 0 до о0.
Расчеты проводили для сплавов ХН70ВМЮТ (ЭИ765) применительно к ис-
пытаниям при 750" С и ХН75ВМЮ (ЭИ827) при 800 С. Результаты отдельных
расчетов представлены на рис. 29. Здесь Деу — упругая деформация, соответ-
ствующая заданному значению До; Деп — деформация ползучести, накопленная
при нагружении образца. Анализ полученных данных позволил установить пре-
дельные значения времени нагружения. При испытаниях сплава ЭГ1827 при 800° С
с ос^ 55—57 кгс/мм2 и сплава ЭП765 при 750° С с о0 75 кгс/мм2 это время
составляет 3 с; для тех же материалов со0^ 45—47 и ^70 кгс/мм2 оно равно
15 с. Необходимая же скорость разгрузки Празгр для сплава ЭИ827 с гт0<: 55—
57 кгс/мм2 и сплава ЭИ765 со0^ 75—77 кгс/мм2 должна быть не менее 0,65—
0,7 кгс/(мм2-с). Испытания при меньших температурах или меньших значениях а0
можно, разумеется, проводить с меньшими скоростями разгрузки.
При высоких температурах и сравнительно небольших начальных напряже-
ниях требуемую скорость разгружения машины можно рассчитать, используя
теорию постоянной скорости ползучести [17].
Примем для скорости ползучести выражение (29). Тогда деформация пол-
зучести, накапливаемая за время т,. составит
6ц = J
0
Б "с"!'1 Л "
о/ Л г е°о
В (ст0 — ат) cdi =----------р--—
(пс+1)а
(151)
где а — скорость разгружения машины; р =
Рис. 29. Зависимость накопленных деформаций ползучести от ско-
рости нагружения и разгружения при испытании на релаксацию
сплавов ХН70ВМЮТ (ЭИ765) при 750° С и ХН75ВМЮ (ЭИ827) при
800° С:
А — нагружение; I — т = 3 с; 2 — т = 15 с; 7 — До = 1 кгс/мм2;
II — До = 2 кгс/мм2; Б — разгружение; I—3 — Деп для До,
равного 2,5; 5 и 10 кгс/мм2 соответственно; I —III — Дбу для тех же
значений До; а — ^pa3rp = 3 кгс/(мм2«с); б — v — 0,67 кгс/(мм2»с)
Вместе с тем деформация ползучести, накопленная за время т в условиях чи-
стой релаксации:
еп (сг0 —aTj)/£.
(152)
Приравняв выражения (151) и (152), получим условие, связывающее мини-
мально необходимую для прохождения процесса релаксации скорость разгруже-
пия в машине:
(1-р"с+1)£ёПР[1
(1 — р"С) («с+ 1)
где елО() — скорость ползучести при напряжении о0.
(153)
74
7. КРИТЕРИИ РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
Характеристики сопротивления релаксации и основные за-
висимости. Для оценки сопротивления материалов релаксации
используются следующие характеристики: оставшееся напряже-
ние, падение напряжения, ресурс напряжений, скорость релак-
сации, предел релаксации.
Оставшееся напряжение. Напряжение от,
«оставшееся» в детали или испытуемом образце по истечении
некоторого промежутка времени от момента нагружения детали
(образца) начальным напряжением о0, наиболее часто исполь-
зуется в качестве численной характеристики релаксационной
стойкости металлов и сплавов. Несмотря на это, до сих пор нет
общепринятого термина для обозначения от. Величину оу. на-
зывают также «остаточным», «текущим» и «конечным» напряже-
ниями или же просто напряжением релаксации.
Использование термина «остаточное напряжение» неизбежно
привело бы к путанице с укоренившимися понятиями оста-
точных напряжений первого и второго рода. Термин «текущее
напряжение» неудачен в смысловом отношении и, кроме того,
вызывает ассоциации с пределом текучести. Наконец, напряжение
оу можно считать «конечным», лишь когда оно совпадает с окон-
чанием испытания или срока эксплуатации. По этим соображе-
ниям мы придерживаемся термина «оставшееся напряжение»,
который представляется нам наиболее удачным.
Величина от за данный период времени т зависит от началь-
ного напряжения: от = [ (о0). Эта зависимость подробно проа-
нализирована в гл. III, с. 86—90. Приводя численные значения от,
необходимо указывать, при каком именно о0 они были получены,
что к сожалению, не всегда выполняется.
Удобство использования оставшегося напряжения как харак-
теристики релаксации заключается в том, что величина от по-
лучается непосредственно из эксперимента.
П адение напряжения за обусловленный промежу-
ток времени т (До = о0 — от) наряду с оставшимся напряже-
нием от можно считать основной характеристикой релаксацион-
ной стойкости, применявшейся еще в ранний период изучения
процесса релаксации. Так же, как и от, величина До является
функцией начального напряжения: До = f (о0).
Косвенной характеристикой релаксации, в принципе ана-
логичной До, можно считать величину осадки цилиндрической
спиральной пружины под воздействием сжимающего усилия.
Приведенные характеристики релаксационной стойкости (от,
До) сами по себе недостаточно полно характеризуют сопротивле-
ние материала релаксации напряжений. Например, чтобы оце-
нить его по величине от, необходимо также знать величину о0,
поскольку оу = f (о0). Далее, величины от и До для данного
времени т не отражают ни предыдущего, ни последующего про-
75
текания процесса спадания напряжений, поскольку ах = f (т)
и Ao = f (т).
Следовательно, для того, чтобы перечисленные выше харак-
теристики могли служить полноценными критериями релакса-
ции напряжений, их необходимо рассматривать в зависимости
от параметров, определяющих условия процесса релаксации
Рис. 30. Зависимости сопротивления релаксации от
различных параметров испытаний (схема):
/, 3, 5, 7, 9, 10, 11, 14 — t = const; 2, 4, 6, 8 — O0
или е0 = const; 12 и 13 — т = const
(начальное напряжение о0, время т, температура t). На рис. 30
приводятся типичные зависимости характеристик релаксации
от основных параметров. Схемы 1—4 отображают изменение во
времени величин ох и До = о0 — о\ при постоянном и различ-
ном о0. Характер кривых 3—4 не изменится, если по оси ординат
отложить величину ts.dE, т. е. деформацию ползучести.
Иногда характеристики напряжений релаксации (о0, ot)
целесообразно выражать не в абсолютных единицах, а в долях
от величии оу, опц, о.г, о012 (рис. 30, схемы 5—8), поскольку о0
назначается с учетом уровня упругих свойств материала.
Второй тип кривых представляет (см. схемы 9—11) изменение
в функции от начального напряжения о0 (либо начальной дефор-
мации е0) следующих величин: от, Ао, от/о0 (при t = const).
76
Аналогичные зависимости могут быть построены и при т = const,
t =/= const (см., например, схему 12).
Третий тип кривых (рис. 30, схемы 13—14) строится в функ-
ции от отношения сг0/сгу. По оси ординат могут быть отложены
от/оу (схема 13) или До (схема 14). Этот вид зависимостей поз-
воляет сравнивать релаксационную стойкость материалов,
существенно различающихся по своим механическим свой-
ствам.
Конкретные примеры зависимостей, показанных на рис. 30,
полученные для реальных металлов и сплавов, неоднократно
приводятся в дальнейшем.
Как видно из схем рис. 30, в ряде случаев снижение напряже-
ния в процессе релаксации представляют в относительных зна-
чениях от начального напряжения.
Относительная величина оставшихся
напряжений, выраженная в процен-
тах, получила название ресурса
н а п р я ж е н и й: = (от/о0) 100%
11421. Диаграмма ресурса напряже-
ний релаксации в координатах —
т (рис. 31) позволяет определить отно-
сительное оставшееся напряжение в
любой момент времени. Использование
диаграммы для практики возможно
при условии, что зависимость от = f (сг0)
прямолинейна. В этом случае абсолют-
ную величину от можно подсчитать по
кривой (от/сг0)—т при любом значении
о0. Однако в общем случае зависимость
от = f (сг0), как показано в гл. III,
пой. Поскольку степень изменения от в зависимости от уровня о0
в действительности может быть различной, изменение величины о0
даже не в очень широких пределах может существенно повлиять
на характер кривой (от/о0) — т.
Ф. И. Алешкиным была разработана методика расчета напря-
жений в области отклонений от прямолинейности и дана номо-
грамма для определения поправочного коэффициента для до-
полнительных напряжений, что существенно осложняет весь
метод [142].
А. М. Борздыка и В. А. Ужик [481 предложили на диа-
грамму ресурса напряжений вместо усредненных кривых (cst/cf0)—т
(см. рис. 31) наносить полосу разброса для различных значений
ст0. Такая диаграмма для никельхромового сплава ХН77ТЮ,
испытанного при начальных напряжениях, составляющих (0,3—-
0,65) о0 2 при температурах 600—650° С и (0,2—0,5) о012 при
700° С, приведена на рис. 32. Разброс экспериментальных точек,
отвечающих указанным значениям о0, достаточно велик, в осо-
бенности при более высокой температуре (700° С). Следовательно,
77
второй вариант диаграммы ресурса напряжений представляется
более целесообразным.
Скорость релаксации. Различают «истинную»,
«среднюю» и «логарифмическую» скорости релаксации [48].
Истинную (или мгновенную) скорость релаксации в любой точке
кривой напряжение — время (tfo/tk) практически не определяют.
Обычно подсчитывают среднюю скорость релаксации vp за не-
который промежуток времени, ограниченный двумя точками т2
и тх на первичной кривой релаксации:
_Z1-a2_>
р т2 — Ч
Величину vp измеряют в единицах напряжения или едини-
цах относительных напряжений, отнесенных к единице времени.
Рис, 32. Диаграмма изменения относительного напряжения от/о0Х
X 100% во времени для сплава ХН77ТЮ (ЭИ437А). Кривыми огра-
ничена полоса разброса экспериментальных точек для различных
значений о0
Логарифмическая скорость релаксации [48] определяется
уравнением
_ In сц — In о2
т2 тх
Величина, обратная 1г:
т0 =
Т2 Т1
In <тх — In о2
(156)
под названием «время релаксации» ранее также применялась
в качестве характеристики релаксации.
И. А. Одинг и Ф. И. Алешкин установили на железе Армко
прямолинейную (в логарифмической системе координат) зависи-
мость скорости релаксации vp от времени испытания.
По данным Я. С. Гинцбурга [16], зависимость о0 — vp в двой-
ных логарифмических координатах описывается прямыми линия-
78
ми (рис. 33, а), откуда было сделано предположение о наличии
между сто и vp степенной связи vp = Лоо, подобно имеющейся
между о и скоростью ползучести vn — ВоПс.
Если бы такая зависимость для процесса релаксации дейст-
вительно существовала, то график 1по0 — 1пир был бы аналогичен
графику In о—In vn при условии замены относительных значе-
ний (Т() по оси ординат абсолютными величинами.
Однако зависимость цр = Аоо не получила подтверждения
в работах других исследователей. Попытки построения логариф-
мических графиков о0 — vp по многочисленным эксперименталь-
ным данным не давали удовлетворительных результатов: либо
прямые линии были почти параллельны оси абцисс, либо линии
ур,кгс/(мг-ч)
Рис. 33. Графики зависимости (Jo— Vpt
а — по данным [16]; ii < t2 < t3; б — по данным [48]: 1 —
сталь 12X13 при 450° С; 2 — сталь 15ХЗМВФБ при 450° С;
3 — сталь 12Х18Н9Т при 600° С
оказывались ломаными в области наиболее высоких напряжений
и скоростей релаксации (см. рис. 33, б).
Существование зависимости ср = А о" противоречило бы уста-
новленным фактам о крайне слабом влиянии ст0 на vp во втором
периоде релаксации и практической параллельности первичных
кривых (в пределах, отвечающих второму периоду), полученных
при разных значениях о0 (см. гл. Ill, п. 1).
Предел релаксации. Этот термин применяют, по
крайней мере, в трех вариантах: истинный (физический) предел
релаксации напряжений; условное напряжение для заданной
скорости релаксации; условный (технический) предел релакса-
ции (по напряжению либо по остаточной деформации).
Под истинным (физическим, теоретическим) пределом релакса-
ции напряжений по аналогии с физическим пределом ползучести
понимают максимальное начальное напряжение, еще не вызы-
вающее релаксации (о'отах = о'ф) [56 J, либо минимальное остав-
шееся напряжение, ниже которого релаксация не происходит
при любом начальном напряжении за любое время (^тт1п = °ф)-
Эта характеристика практически не применяется, и существова-
79
ние физического предела релаксации пока не имеет достаточного
Рис. 34. Графическое опре-
деление условного предела
релаксации Пр по кривым
оо—До для сплава
ХН35ВМТ (ЭИ692) при
650° С. Время релаксации, ч:
1 — 500; 2 — 1000; 3 —
5000; 4 — 10000
экспериментального подтверждения.
Также не получил распространения условный предел релакса-
ции по Я-С. Гннцбургу [16], представляющий собой начальное
напряжение, приводящее к заданной средней скорости релакса-
ции на прямолинейном участке первичной кривой ot — т и опре-
деляемое по логарифмическому графику о0—vp (см. рис. 33).
Как было отмечено, существование степенной зависимости между
скоростью релаксации vp и начальным
напряжением ст0 берется под сомнение.
Представление о техническом пределе
релаксации ор (по напряжению) дает
рис. 34. Из этого рисунка видно, что ли-
нии, отражающие зависимости Ао = /(а0)
для различных промежутков времени
Tj4-t4, сходятся веерообразно в некото-
рой точке, лежащей на оси начальных
напряжений. Расстояние от этой точки
до начала координат характеризует ве-
личину технического предела релакса-
ции Ср, или, как его иногда называют,
условного предела релаксации по напря-
жению [49]*.
Следует оговорить, что для реальных
сплавов пересечение пучка прямых о0—Ас
осью ординат в большинстве случаев
происходит не в точке, а в весьма узкой
области начальных напряжений — в пре-
делах от 0,5 до 2 кгс/мм2. Основная при-
чина этого разброса, если не считать не-
избежных экспериментальных погрешно-
стей, по-видимому, состоит в подмеченном
И. А. Одингом и Т. И. Волковой [49] смещении точки пересече-
ния с осью ординат прямых о0—Аст, отвечающих наибольшим
длительностям испытания. Это явление авторы относят за счет
недостаточной структурной стабильности испытываемых мате-
риалов. Такая точка зрения подтверждается экспериментальными
данными для ряда технически чистых металлов (железо Армко,
медь, никель, титан), для которых прямые о'0—Ас, отвечающие
разным значениям т, пересекаются с осью начальных напряже-
ний практически в одной точке.
Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что аб-
солютная величина технического предела релаксации при вы-
соких температурах, как правило, весьма мала. Так, для аусте-
* Технический предел релаксации может быть также определен по зависи-
мостям <тт = f (щ); До = f (а'о) и от = f (Ор), где и'о — условное начальное на-
пряжение второго периода релаксации.
80
нитного сплава ХН35ВМТ при 650° С ор — 3—4 кгс/мм2 (см.
рис. 34); для жаропрочного никельхромового сплава ХН65ВМТЮ
(ЭИ893) при 750° С ор = 2,5 кгс/мм2; для титанового сплава
АТЗ при 450° С ор = 8, при 550° С ор = 2 кгс/мм2. Столь невы-
сокие значения ор представляют известные неудобства при прак-
тическом использовании, а их близость для различных материалов,
существенно отличающихся по сопротивлению релаксации на-
пряжений, ставит под сомнение целесообразность применения этой
величины для характеристики высокотемпературной релаксацион-
ной стойкости.
Применение ор для оценки релаксационной стойкости метал-
лов и сплавов в низкотемпературной области (< 0,25 Тпл) более
оправдано, но в этом случае чаще применяют вариант техниче-
ского предела релаксации по деформации. Конкретно в качестве
Оре обычно принимают напряжение, вызывающее остаточную
деформацию в 0,001—0,002% за достаточно длительный проме-
жуток времени (500—2500 ч) во втором периоде релаксации. Так,
в работе [50] приведены численные значения оре для остаточной
деформации 0,001 % в интервале 500—3000 ч при температурах 20
и 100° С различных сталей и сплавов на основах Al, Mg, Ti.
Следует подчеркнуть, что эта величина одновременно характе-
ризует и размерную стабильность металлов и сплавов
(ГОСТ 17535—72).
Условные коэффициенты релаксации. Для более детальной
оценки релаксационных свойств иногда применяют условные
коэффициенты. Так, Б. М. Ровинский в своих теоретических
работах в качестве критерия релаксации использует величину R =
= (1/р) — 1, где р — параметр, характеризующий интенсивность
релаксационного процесса и зависящий от материала и его струк-
турного состояния [6].
Ряд коэффициентов был предложен И. А. Одингом. Коэф-
фициент релаксационной живучести 6Р
представляет собой время, требующееся для снижения напряже-
ния оп до 1 кгс/мм2 (In от = 0) [49]. Его определяют графиче-
ски — продлением первичной кривой In о—т до пересечения с осью
времени. Коэффициент 0р связан с условным начальным напря-
жением второго периода об уравнением
6Р = То In об. (157)
Напряжение об с достаточной точностью также определяют
графически — продлением прямолинейного участка первичной
кривой влево до пересечения с осью ординат (рис. 35). Отрезок,
отсекаемый на этой оси, соответствует величине об.
Отношение начального напряжения второго периода об к на-
чальному напряжению первого периода о0 названо коэффи-
циентом межзеренной релаксации: 50 =
= об/о0. Это отношение характеризует сопротивляемость металла
в первом периоде релаксации. Коэффициент внутри-
81
зеренной стабильности т0= 1/tg а, где а — угол
наклона прямолинейного участка кривой In сгт—т к оси абцисс,
характеризует сопротивляемость металла во втором периоде
релаксации. По существу т0 — время, в течение которого величина
напряжения о0 уменьшается в е раз.
Названия обоих коэффициентов связаны с развивавшимися
в свое время И. А. Одиигом и его школой представлениями о том,
что первый период релаксации связан с диффузионными процес-
сами, и пластическая деформация проходит в основном по грани-
цам зерен, а релаксация во втором периоде обусловлена сдвиговыми
процессами, происходящими внутри зерен. В работах Мак Лина,
Рис. 35. Схема изменения пластической еп и упругой Еу
деформаций, а также начального напряжения о0 в про-
цессе релаксации:
1 — типичная зависимость о—т; 2 — возможная форма
кривой для сплава со структурными превращениями:
а—b — первый период; b—с — второй период; c—-d —
третий период релаксации
Коттрелла, а также В. М. Розенберга [51 ] показано, что взаимное
смещение зерен при ползучести обусловлено процессами сколь-
жения и переползания дислокаций внутри зерен и не связано
с каким-либо новым механизмом деформирования. Исследования
других авторов также показывают, что в области средних темпе-
ратур (0,25—0,5) Тпл. внутризерениые дислокационно-сдвиговые
процессы в металле происходят как в первом, так и во втором пе-
риодах релаксации. Следовательно, коэффициенты межзеренной
релаксационной стойкости (50) и внутризеренной стабильности
(т0), очевидно, не имеют того физического значения, которое им
приписывалось ранее.
Вместе с тем оба коэффициента действительно характери-
зуют интенсивность релаксационного процесса на различных его
этапах. Поэтому можно пользоваться коэффициентами 50 и т0
для дополнительной характеристики релаксационной стойкости
исследуемых материалов, не придавая им, однако, первоначаль-
ного физического смысла. Что же касается коэффициента 6Р,
то он как бы характеризует весь ресурс релаксационной стой-
кости металла, его релаксационную живучесть. Таким обра-
зом, присвоенное коэффициенту 6Р название можно считать
удачным.
82
* *
*
Исчерпывающее понятие о релаксационной стойкости иссле-
дуемого материала дает совокупность зависимостей характеристик
релаксации от основных параметров процесса (см. рис. 30). Од-
нако построение этих зависимостей требует очень большого объема
экспериментов, что не всегда осуществимо. Поэтому в практике
часто приходится довольствоваться характеристиками релакса-
ции от и До лишь при некоторых значениях параметров о0, т и t.
При этом для практических целей предпочтительней использо-
вать абсолютные значения этих характеристик, а для теоретиче-
ских — относительные.
Условный (технический) предел релаксации ор является прин-
ципиально важной и нужной характеристикой и может приме-
няться для оценки релаксационной стойкости и структурной ста-
бильности металлов и сплавов при комнатной и близких к ней
температурах (< 0,25 Тпл). Однако по изложенным выше причи-
нам он не может служить критерием высокотемпературной ре-
лаксационной стойкости и, тем более, исходной величиной для
конструкторских расчетов. Необходимо проводить дальнейшее
накопление опытных данных, а также совершенствовать мето-
дики определения <тр.
Кинетику процесса релаксации напряжений на различных
его этапах характеризует средняя скорость релаксации ир. Чтобы
применение этой величины стало более эффективным, необхо-
димо регламентировать допустимые скорости релаксации для
конкретных рабочих условий.
Что касается условных коэффициентов релаксации, то некото-
рые из них, по-видимому, могут быть полезны при изучении тех
или иных деталей процесса релаксации. Однако эти коэффици-
енты сами по себе не могут служить критерием релаксационной
стойкости металлов и сплавов.
Следует оговорить, что в условиях циклической релаксации
напряжений возникает необходимость в особых критериях, ко-
торые рассматриваются ниже (гл. IV).
ГЛАВА III
ВЛИЯНИЕ ВНЕШНИХ ФАКТОРОВ
НА ПРОЦЕСС РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
Факторы, влияющие на процесс релаксации напряжений,
можно разделить на внутренние — зависящие от испытуемого
материала, и внешние — от него не зависящие. К числу внутрен-
них факторов относятся: химический состав сплава, макро- и
83
.микроструктура, топкая структура; технологические особенности:
способ выплавки, обработка давлением, наклеп, термическая
обработка. К главным внешним факторам относятся: начальное
напряжение, время (срок службы детали), температура, масштаб-
ный фактор, предварительная пластическая деформация, ней-
тронное облучение. В дайной главе рассматривается влияние
внешних факторов, а роль основных внутренних факторов осве-
щена в гл. V—VI.
1. НАЧАЛЬНОЕ НАПРЯЖЕНИЕ
Начальное напряжение о0 оказывает существенное влияние
на процесс релаксации, а следовательно, и на величину напряже-
ния от, оставшегося в образце через какое-то время. Это влия-
ние о0 на сгт в первом и втором периодах релаксации имеет свои
особенности.
Принято считать, что с увеличением о0 процесс релаксации
напряжений в начальном периоде интенсифицируется и тем за-
Рис. 36. Первичные кривые релаксации жаропрочного никельхромо-
вого сплава типа ХН65ВМТЮ при 750° С и различных значениях о0,
кгс/мм2:
1 — 20; 2 — 25; 3 — 30; 4 — 40
метнес, чем выше гомологическая температура испытываемого
материала. Анализ начальных участков большого числа первич-
ных кривых релаксации показывает, что влияние начального
напряжения сказывается не столько на абсолютной величине
падения напряжения Доу сколько на скорости снижения напря-
жения, что видно, например, из рис. 36. Однако взаимное распо-
ложение кривых о—т, получаемое при различных значениях о0,
на первом этапе процесса релаксации не всегда соответствует
начальным напряжениям, при которых они определены.
Если задаться величиной До, то при различных значениях о0
опа будет достигнута через различные промежутки времени т.
Чем выше о0, тем меньше время, необходимое для достижения
заданной величины До, и наоборот, хотя здесь нельзя установить
строгой пропорциональности. Экспериментальные данные, под-
тверждающие это положение, приведены в табл. 11.
84
Таблица 11
Влияние начального напряжения <70
на кинетику падения напряжения в первом периоде релаксации
«р о « К cj S сх ф О С-. & а До, кгс/мм2, за время, ч
1 3 7 15 so 60 120 200
Сталь 08Х15Н24В4ТР (ЭП164)
650 20 1,3 1,6 1,7 1,7 1,9 2,2 2,4 2,5
25 2,4 2,5 2,6 2,8 2,8 3,1 3,2 3,2
30 2,5 2,8 3,0 3,5 3,9 4,2 4,5 4,5
Сплав Х20Н60 *
COO 10 1,5 2,0 2,2 2,5 3,0 3,6 4,2 4,7
15 1,5 2,0 3,0 3,8 4,2 5,0 5,7 6,7
20 2,5 4,0 4,5 5,1 5,8 6,5 7,6 8,7
Сплав XH77TIO (ЭИ437Л]
750 20 3,5 5,0 5,5 6,1 6,9 8,0 9,3 10,4
25 5,7 6,5 7,5 8,2 9,7 10,9 12,3 13,8
30 5,7 7,3 8,8 10,0 11,1 12,5 14,1 15,6
Сплав ХН65ВМТЮ (ЭИ893)
750 20 0,8 2,7 3,1 3,8 4,2 4,8 5,3 5,8
25 1,1 3,1 3,7 4,0 4,3 5,0 5,6 6,2
30 1,3 3,7 4,3 4,7 5,3 6,2 7,0 8,3
35 1,5 4,6 5,2 5,8 6,6 7,5 8,6 9,8
* 20% Fe.
Необходимо подчеркнуть, что в приведенных в табл. 11 при-
мерах начальное напряжение было заведомо ниже предела упру-
гости при данной температуре. При более высоких значениях о'о,
близких к пределу упругости или превышающих его, кинетика
спадения о0 может резко отличаться от показанной в табл. 11.
Иная картина наблюдается во втором периоде, когда процесс
релаксации идет с более или менее установившейся скоростью.
Здесь влияние о0 на интенсивность релаксации напряжения прак-
тически отсутствует, во всяком случае при температурах ниже
0,5 Тпл. Скорости релаксации во втором периоде при разных
значениях о0, как правило, весьма близки. Кривые о—т в этом
периоде подобны и эквидистантны, они различаются лишь по вза-
имоположению относительно оси ординат, т. е. по уровню остав-
шихся в данный момент времени напряжений. Это хорошо ил-
люстрируется приведенным на рис. 36 семейством первичных
кривых релаксации жаропрочного никельхромового сплава при
четырех значениях (То.
85
При более высоких температурах (>0,5 Тпл) первичные
кривые о—т часто утрачивают подобие, и скорости релаксации
при разных значениях о0 становятся непостоянными.
Зависимость оставшегося (конечного) напряжения от на-
чального определяется влиянием последнего на протекание про-
цесса релаксации в обоих периодах. При температурах, не пре-
вышающих 0,5 Т1:„, более высокое начальное напряжение при-
водит, в конечном счете, к более высокому оставшемуся напряже-
нию. Это подтверждают данные для четырех сталей перлитного
и аустенитного классов (табл. 12).
Таблица 12
Влияние начального напряжения <т0
на оставшееся напряжение от
Температура, °C а0, кгс/мм2 кгс/мм2, за время, ч
500 1000 2000 3000 10 090 *
Сталь 25Х2М1Ф (ЭИ723)
550 25 13,0 12,0 10,5 10,0 6,7
30 16,0 14,5 12,5 11,0 7,0
35 17,7 16,0 14,0 12,5 7,5
40 20,0 18,0 16,0 15,0 9,0
Сталь 20X3МВФ (ЭИ415)
550 15 8,7 8,0 7,1 6,7 4,5
20 11,3 10,6 9,7 9,0 5,4
25 13,7 12,9 12,0 11,0 7,4
30 16,2 15,1 14,0 12,9 8,7
Сплав ХН35ВМТ (ЭИ692)
650 15 11,7 11,2 10,7 10,4 9,4
20 15,4 14,3 13,3 13,0 12,0
25 18,5 17,3 16.6 16.0 14,0
Сплав XH77TIO (ЭИ437А)
600 15 11,5 10,6 10,0 8,2 ** 5,8
20 14,8 14,0 13,7 10,7 ** 7,3
25 18,3 16,0 16,0 13,5 ** 10,0
* Экстраполированные значения.
** За 5000 ч.
Взаимосвязь начального и оставшегося напряжений (или
начального напряжения и падения напряжения До) наиболее
наглядно представлена графиками о0—от и о0—До (рис. 37).
В соответствии со схемами на рис. 30 такие кривые строят для
переменных значений времени релаксации т (либо температуры /).
При t = const, т const эта зависимость изображается пучком
расходящихся прямых для разных значений т, проходящих через
86
нулевую точку осей координат (рис. 37, а). Подобный вид имеет
и семейство кривых о0—До (рис. 37, б).
Следует отметить, что начало пучка прямых в нулевой точке
исключает понятие условного предела релаксации и возможность
его графического определения. Более типичнымия вляются схемы
рис. 37, в, г, где пучок прямых пересекается с осью начального
напряжения в некоторой точке, отвечающей пределу релакса-
ции.
Примеры зависимостей от = f (ст0) и До = f (о0) для реаль-
ных сплавов даны на рис. 38 и 39. Немало аналогичных графи-
Рис. 37. Схематические зависимости и я= / (о0) (а, в, д) и Ап = f (о0)
(б, г, е)
ков приводится в литературе [16, 491, но, к сожалению, трак-
товка их не всегда правильна.
Многочисленные экспериментальные данные показывают, что
зависимости сгт = f (о0) для различных значений т в обычной си-
стеме координат, как правило, криволинейны, как и зависимости
До = f (о0) (см. рис. 37, д, е). Прямолинейный характер зависимо-
сти о0—от при изменении времени релаксации в пределах от 500
до 2000 ч отмечается лишь у чистой меди, армко-железа и у спла-
вов со структурой однородного твердого раствора (см. рис. 38, а).
Иной вид имеют кривые для сплавов, подверженных дисперсион-
ному твердению, что подтверждают графики, построенные по
данным весьма длительных испытаний жаропрочных сплавов
ХН35ВМТ (ЭИ692) (см. рис. 38, б) и ХН65ВМТЮ (ЭИ893) (см.
рис. 39).
С увеличением времени релаксации наблюдается постепенное
выпрямление кривых. Но если для сплава ХН35ВМТ (ЭИ692)
87
при 650° С зависимость от = f (о0) при т 5000 ч становится
прямолинейной (см. рис. 38, а), то для сложнолегированного
сплава ХН65ВМТЮ, испытанного при 750° С, несмотря на не-
которое выпрямление кривых, указанная зависимость остается
криволинейной при любом времени релаксации до 20000 ч (см.
рис. 39, а).
Зависимость До = f (о0) в обычной системе координат также
имеет вид ломаной линии, но при достаточно большом времени
Рис. 38. Зависимость от =
= f (Со) для железохромоиике-
левых сплавов:
а — сплав с 20% Сг, 58% Ni
при 600° С; б — сплав
ХН35ВМТ (ЭИ692);при 650° С.
Продолжительность^ испытаний,
ч: 1 — 500; 2 — 1000; 3 —
3000; 4 — 5000; 5 — 10000. Пун-
ктир — экстраполированные
данные
релаксации становится прямолинейной (см. рис. 37, ё). Экспе-
риментальные данные позволяют отметить, что выпрямление ли-
ний зависимости До = f (о0) происходит для сталей разных марок
и температур испытаний за весьма различное время (от 100—
Рис. 39. Зависимость от =
= f (о0) и До — f (<Jo) для жаро-
прочного иикельхромового спла-
ва ХН65ВМТЮ (ЭИ893). Про-
должительность испытаний, ч:
1 — 500; 2 — 1000; 3 — 5000;
4 — 10000; 5 — 20000
200 до 3000 ч), а для дисперсионно твердеющего никельхромового
сплава кривые До—о0 не выпрямляются полностью даже по исте-
чении 10000 ч (см. рис. 39, б). Криволинейный характер зависи-
мости от = f (о0) наблюдается и для алюминиевых дисперсионно
твердеющих сплавов [52].
Таким образом, идеальная схема (см. рис. 37, в, г) справед-
лива (до определенного уровня о0) только для структурно стабиль-
ных сплавов и для чистых металлов. В общем же виде зависи-
88
мость от = f (o0) не является прямолинейной. Скорее можно
говорить о прямолинейном характере зависимости между о\
и условным напряжением о'о, отвечающим началу второго периода.
Но и здесь прямолинейность щ—от наблюдается лишь в неко-
тором диапазоне напряжений (0,3—0,75) Оо и температур (0,25—
0,5) Тпл.
Приведенные выше экспериментальные данные и основные
закономерности следует учитывать при выборе начальных напря-
жений для деталей, которые будут работать в условиях релакса-
ции напряжений. Очевидно, что более высокие начальные напря-
жения, как правило, обеспечивают и более высокие значения
оставшихся напряжений. Однако при этом величина ст0 не должна
превышать величину предела упругости материала при данной
температуре [16, 48]. При назначении начальных напряжений
в практике обычно ориентируются не на предел упругости, а на
предел текучести ст02, допуская, как правило, о0 с 0,8 о012
(за исключением особых случаев, о которых будет сказано ниже).
Рис. 40. Зависимость ~ f (о0)
в относительных координатах;
время релаксации, ч: а — 1;
б — 100; температура, °C: / —
350; 2 — 400; 3 — 450; 4 — 500;
5 — 550; 6 — 600; 7 — 650
Таким образом, начальное напряжение релаксации зависит от
уровня прочностных свойств материала. Исходя из этого, как уже
говорилось выше, сопоставление материалов по релаксационной
стойкости целесообразно проводить по результатам испытаний
не при одинаковых абсолютных значениях о0, а при одинаковой
величине отношения о0/оу (или о01от).
Л. П. Никитиной [531 предложена методика выбора началь-
ных напряжений, основанная на описанном принципе и дающая
широкие возможности для сравнительной оценки разнообраз-
ных материалов по их сопротивляемости релаксации напряжений
при разных температурах, притом с затратой минимального числа
образцов, а следовательно, и общего времени испытаний. В этих
случаях результативные диаграммы в отличие от показанных
на рис. 37 строят в относительных координатах: о0/стт—от;
о0/от—ат/стт; о0/стт—До7сгт; о0/от—До. Примеры таких графиков
приведены на рис. 40. Л. П. Никитина отмечает прямолинейный
89
характер зависимости о0/о012—сх^о,2 для титанового сплава АТЗ,
конструкционной стали 35ХВ и сплава ХН35ВТ (ЭИ612). Од-
нако в соответствии с изложенным выше вряд ли можно считать
эту прямолинейность общей закономерностью.
До сих пор мы рассматривали влияние начальных напряжений
на зависимости от = f (о0) либо До = f (о0) при начальных
напряжениях, не превышающих оу (от),как это наблюдается в кре-
пежных деталях. Изредка релаксация отмечается при о0 > оу
и может реализоваться при растягивающих нагрузках [но не
при испытаниях кольцевых образцов (см. гл. II)]. Релаксация
напряжений при о0 > от наблюдалась в испытаниях на термиче-
скую усталость с выдержками при максимальной температуре
цикла, а также в специальных опытах [47 ]. Процесс релаксации
напряжений при о0 > от имеет следующие особенности. При вы-
соких температурах о0 снижается до от за короткое время, ис-
числяемое минутами; при нормальной и умеренно повышенных
температурах действующее напряжение даже в течение длитель-
ного времени может оставаться значительно больше сгт. Кроме
того, наблюдается немонотонный характер зависимости <тт = f (о0)
при т = const. Действительно, как показывают некоторые данные,
кривые релаксации для разных ст0 (больших сту) могут пересе-
каться.
При температурах, близких к температуре рекристаллизации,
начальный наклеп не влияет па скорость ползучести; в этих усло-
виях пересечение кривых релаксации не наблюдается, и для о0 >
> оу кривые по прошествии сравнительно небольшого времени
сливаются с кривой для о0 = сту.
Следует иметь в виду, что при нормальной и умеренно высоких
температурах, но при очень высоких о0, существенно превосхо-
дящих стт, у некоторых материалов может наблюдаться замет-
ное упрочнение и повышение сопротивления релаксации за счет
наклепа. В тех случаях, когда ненаклепанный металл обладает
меньшим сопротивлением ползучести (релаксации), величина До
при о0 <=« от может оказаться больше, чем при о0 > от.
2. ПРЕДВАРИТЕЛЬНАЯ ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ
Предварительная пластическая деформация приводит, с одной
стороны, к повышению плотности активных дислокаций, а с дру-
гой — к дроблению субструктуры. Оба эти процесса действуют
в противоположных направлениях: первый приводит к увеличе-
нию скорости ползучести на неустановившейся стадии и к умень-
шению сопротивления релаксации, второй — к уменьшению ско-
рости ползучести и релаксации. При большой степени наклепа
влияние процесса дробления субструктуры и образования других
дислокационных препятствий может превалировать над влиянием
процесса образования активных дислокаций, в результате чего
скорость ползучести снижается, а сопротивление релаксации
90
повышается, особенно при умеренно высоких температурах,
при которых диффузионные процессы заторможены.
Таким образом, в зависимости от того, какой из этих факторов
контролирует процесс деформации, наклеп может вызывать как
упрочнение, так и разупрочнение металла при ползучести и ре-
лаксации. В отдельных случаях влияние наклепа может отсутст-
вовать.
При весьма высоких температурах плотность активных дисло-
каций определяется лишь температурой испытания, так как
10 10 Я 40 50 60
Т,мин
Рис. 41. Кривые релаксации сплавов
ХН70ВМЮТ (ЭИ765) при 750° С,
ХН70ВМТЮФ (ЭИ826) при 750° С,
ХН75ВМЮ (ЭИ827) при 700° С в ис-
ходном состоянии (сплошные линии)
и после предварительного растяже-
ния па 3% при температуре испыта-
ний (штриховые линии)
вследствие быстрого протекания
возврата наклеп не приводит к
заметным изменениям деформацион-
ной структуры.
Теоретические обоснования влия-
ния пластической деформации на
сопротивление ползучести и релакса-
ции подвергались эксперименталь-
Рис. 42. Релаксация напряжений после пласти-
ческой деформации 3% при 500° С и отжига:
а — сталь 15Г2СМФ; б — сталь 30Х2ГМТ; тем-
ные кружки — без деформации; светлые круж-
ки — после деформации
ной проверке в опытах с различными сталями и сплавами.
Как показали исследования [25, 54], с увеличением предва-
рительной пластической, деформации ЕпЛ сопротивление релак-
сации оказалось зависимым от нее. Так, из рис. 41 видно, что
предварительная пластическая деформация до 3% при темпе-
ратуре последующего испытания на релаксацию (700—800° С)
заметно уменьшила величину оставшегося напряжения сплавов
на никелевой основе марок ХН70ВМЮТ, ХН70ВМТЮФ,
ХН75ВМЮ. При температурах, близких к температуре рекри-
сталлизации сплавов (850—900° С); наклеп практически перестает
влиять на сопротивление релаксации.
Влияние предварительной пластической деформации на со-
противление релаксации аустенитных и перлитных сталей отли-
чалось от установленного для сплавов на никелевой основе:
аустенитные стали с пределом текучести в исходном состоянии
20—30 кгс/мм2 после наклепа повышают сопротивление релакса-
ции.
91
В работе Работпова Ю. Н. с сотрудниками [17] на релакса-
цию испытывались образцы из стали ЗОХМА, предварительно
деформированные (пластически или в условиях предшествующей
ползучести) на ~0,25% за 25 ч при 500° С. Сравнительно малые
предварительные кратковременные пластические деформации ста-
ли ЗОХМА не привели к такому же упрочняющему эффекту, что
и деформация той же величины, но накопленная в процессе пол-
зучести.
Испытания па релаксацию перлитных сталей 15Г2СМФ,
30Х2ГМТ и Ст 3 после пластической деформации на 3% [33]
Рис. 44. Кривые релаксации напряжений
при различных начальных напряжениях
(схема):
а — сплав ХН75ВМЮ (ЭИ827), 700° С; а0,
кгс/мм2:
1 — 65; 2 — 70; 3 — 72; 4 — 75; б — сплав
ХН70ВМТЮФ (ЭИ826), 900° С; а0, кгс/мм2;
7 — 32; 2 — 37; 3 — 40
—------в исходном состоянии; '——- пос-
ле наклепа
Рис. 43. Кривые релаксации сплавов после
предварительной деформации на 3% при
700° С:
выявили заметное повышение сопротивления релаксации под
действием пластической деформации (рис. 42)*.
Выше отмечалось, что кривые релаксации сплавов на нике-
левой основе при начальных напряжениях о0 > оу и температу-
рах, для которых коэффициент А уравнения (56) больше нуля,
пересекаются (см. рис. 9). То, что пересечение кривых для о0 >
> сту связано с эффектом влияния пластической деформации,
было подтверждено опытами на кратковременную релаксацию
металла, предварительно деформированного в условиях мгно-
венного растяжения. В испытаниях при разных начальных на-
пряжениях материала, находящегося в одинаковом структурном
* Влияние пластической деформации на сопротивление релаксации материа-
лов изучалось также в работе [55].
92
состоянии, например после предварительного наклепа до епл — 3%
при температуре испытания 700—800° С*, наблюдалось умень-
шение от при снижении о0 (рис. 43, а) в соответствии со схемой,
г, ч т; мин
Рис. 45. Кривые ползучести жаропрочных сплавов и сталей при различных режимах
предварительной пластической деформации:
Рис. Материал О о S о Сх О Я епл’ %, соответствующая кривым
/ 2 3 4 5 6 7 8
а ХН80ТБЮА (ЭИ607А) 700 25 0 1,6 2,05 4,5 — — — —
б ХН70ВМЮТ (ЭИ765) 750 30 0 1,3 1,6 4,4 — — — —
в ХН70ВМТЮФ (ЭИ826) 700 50 0 0,93 2,71 3,86 — — — —
г ХП70ВМТЮФ (ЭИ826) 850 20 0 1,71 2,14 4,3 6,71 — — —
д 15Х12ВНМФ (ЭИ802) 550 32 0 1 2,4 3,2 5,5 — 2,4 — 3,2 — 5
е 20Х23Н18 (ЭИ417) 700 15 0 1,29 2,77 — 1,5
приведенной на рис. 44 (кривые Г—4'). Для температур, при
которых ползучесть не сопровождается упрочнением (к = 0),
* Величина епл = 3% превышала деформацию е0 при нагружении до макси-
мального значения о0 в испытаниях на релаксацию.
93
кривые кратковременной релаксации при ст0 > <ту также пе пере-
секались (см., например, кривые при 900° С на рис. 43, б).
Обширные исследования влияния пластической деформации
на процессы ползучести проводились в опытах при постоянных
напряжениях. Образцы из сплавов на никелевой основе марок
ХН80ТБЮА, ХН70ВМЮТ, ХН73МБТЮ и ХН70ВМТЮФ, пред-
варительно деформированные до ейл = 0—10% при 20, 600—
800° С, испытывали на ползучесть при этих же температурах [54].
Испытания проводили при напряжениях, меньших и больших
предела упругости. Было установлено:
1) скорость кратковременной ползучести на неустановившейся
стадии увеличивается с повышением степени деформации (рис. 45),
однако при 2—4%-ной деформации наблюдается максимум и
при дальнейшем увеличении ейл скорость ползучести снижается;
2) скорость ползучести на установившейся стадии ит1п прак-
тически пе зависит от величины пластической деформации Епл =
— 0—(табл. 13).
Для аустенитных сталей, не упрочненных значительными
количествами интерметаллидной фазы, например 31Х19Н9МВБТ
(ЭИ572), 20Х23Н18, было установлено весьма сильное упроч-
няющее действие предварительной пластической деформации;
при этом скорость ползучести уменьшалась как на неустановив-
шейся, так и на установившейся стадиях (рис. 45, д, е и рис. 46).
Сопротивление ползучести жаропрочных сталей перлитного
(25Х2М1Ф), мартенситного (15Х12ВМФ), а также аустенитного
(ХН35ВТ с (т0 2 45 кгс/мм2) классов оказалось малочувст-
вительным к предварительной пластической деформации (см.
рис. 45, е и 46). Столь различное влияние пластической деформа-
ции на сопротивление ползучести разных материалов связано
с различной интенсивностью рассмотренных выше процессов,
вызывающих изменение деформационной субструктуры (изме-
нение размеров субзерен, плотности активных дислокаций и кон-
центрации барьеров Ломмер.а—Коттрелла) [54].
Совершенно другими причинами вызвано влияние на ползу-
честь и релаксацию предварительных пластических деформаций
противоположного знака. В этих условиях релаксация напря-
жений и ползучесть резко ускоряются (см. рис. 46); наблюдается
своего рода эффект Баушингера при ползучести: предварительная
пластическая деформация одного знака создает поле остаточных
напряжений второго рода, которые при приложении активных
напряжений другого знака суммируются с ними, вызывая уско-
рение ползучести (релаксации). Чем больше показатель степени
пс зависимости еп mln = В оПс, тем ускорение ползучести более
интенсивно; при пс = 1 влияние епл < 0 на ползучесть (релакса-
цию напряжений) будет отсутствовать.
Обработка кривых кратковременной ползучести испытанных
материалов при о = const, отвечающих разным значениям пред-
94
варительной пластической деформации е°л, позволяет сделать
следующие выводы:
1. Кривые ползучести сплавов на никелевой основе при е?1Л >
> 0 удовлетворительно описываются с помощью гипотезы по-
добия на участке неустановившейся ползучести; другие испытан-
Таблица 13
Зависимость установившейся
скорости ползучести vmln
от состояния материала
Темпера- тура, °C S о® % епл’ /о гт1п- %/4
ХН80ТБЮА (ЭИ607А)
650 35 0 3,4-10“ * 2
1,14 1,8-Ю"2
1,93 1,2-10~2
3,93 1,8-10“2
700 25 0 1,9-10“ 2
1,6 7,7-10“2
2,05 1,4-10“2
ХН70ВМЮТ (ЭИ765)
700 60 0 6,6-10“2
0,62 6-10“2
1,5 7-10“2
2,48 8,3-10“2
—2,5 2,5-10“’
750 30 0 8,5-10“2
1,3 1,1-10”2
1,6 8,2-10“2
4,4 1,2-10“2
20Х23Н18
700 15 0 1,8- IO-1
1,29 1,29-10-1
2,77 3,3-10“2
—0,5 6,8-10-1
—1,5 9,8- 10-1
Рис. 46. Влияние предварительной пласти-
ческой деформации иа сопротивление пол-
зучести различных материалов:
Р ° X « Материал О о Ж я*
/ 25Х2М1Ф (ЭИ723) 550 55 1
2 15Х12ВНМФ (ЭИ802) 500 40 1
3 15Х12ВНМФ (ЭИ802) 550 32 1
4 20Х23Н18 (ЭИ417) 750 13 1
5 ХН70ВМЮТ (ЭИ765) 750 40 1
6 ХН70ВМЮТ (ЭИ765) 700 60 1
7 ХН73МБТЮ (ЭИ698) 700 50 100
8 ХН73МБТЮ (ЭИ698) 750 42 1
9 ХН80ТБЮ (ЭИ607А) 650 52 1
10 20Х23Н18 (ЭИ417) 800 6 50
ные материалы при елл > 0 и все жаропрочные сплавы при епл <
< 0 подобны на первой и второй стадиях ползучести.
2. Коэффициенты подобия k = е®пл (т)/е®пл=0 (т) являются
нелинейной функцией величины ЕпЛ, зависят от температуры
95
испытания и крайне слабо от уровня напряжения и величины
накопленной деформации ползучести.
Полученные результаты свидетельствуют о целесообразности
введения в выражения (98) и (99) некоторой функции S от вели-
чины предварительной пластической деформации е£л, а в некоторых
случаях и времени. Полагая кривые кратковременной ползучести
при о = const и е‘пл = var на участке неустановившейся ползу-
чести подобными, получим
е„ = Лск {1 — схр (— Cozt)} S (ёпл) + В<?сх", (158)
ёп = ЛСом 1 ехр (— Со'т) Si (е?,л) + Bd1'. (159)
Полагая кривые ползучести подобными на первой и второй
стадиях, выражения (98) и (99) для условий епл =/ 0 преобразу-
ются в
еп = [Йо* {1 - ехр (— Со'т)) + Во'Ч] S; (158а)
Ё„ = [ЙСо/ж ехр (— Cozt) Bo"c] Si- (159а)
Принятым условиям подобия отвечает равенство S (е„л) =
= S, (е°л).
При постоянных напряжениях о0 < оу для S может быть
предложено следующее выражение1:
I+MIeLI)9. (160)
Коэффициенты h и q выражения (160) зависят от температуры
и в общем случае от знака е™. Для упрочнения пластической
деформацией h < 0, а для разупрочнения h > 0.
В общем случае (о0> оу и о0<сту) для S (епл) может быть
предложена следующая аналитическая зависимость:
5=1+/1{|е°л-До)|Г. (161)
Здесь f (о) — величина пластической деформации, соответствую-
щая постоянному напряжению, действующему в данный момент,
которая может быть определена по диаграмме мгновенного дефор-
мирования.
Чтобы подтвердить возможность обобщения выражения (160)
для общего случая в виде (161), используем аппроксимацию кри-
вых растяжения в виде
. (162)
Тогда вместо (161) можно записать
S = 1 +йг9[(-^)₽°-~/(ст)]9, (163)
1 В связи с вышесказанным о природе влияния наклепа монотонная зависи-
мость функции структурного параметра S от величины пластической деформации,
по-видимому, справедлива лишь для ограниченного диапазона значений е®л.
96
где /)0 И г — койстанты; отах — Напряжение, соответствующее
ейл. Из (163) при а = отах, а следовательно, S = 1 получим
/(<т) = г(4-У° = БпЛ. (164)
\ °у /
Поскольку р0 1, то в частном случае о < суу имеем
и, таким образом, (161) сводится к (160).
Зависимости (158) и (159), в которых S вычисляется по (161),
позволяют аппроксимировать кривые ползучести при постоянных
Рис. 47. Экспериментальные (сплошные
линии) и расчетные (пунктирные линии)
кривые ползучести сплава ХН70ВМЮТ
(ЭИ765) при ступенчатом нагружении по
схеме а при 700° С:
Г, мин
/ — в исходном состоянии; 2, 3, 4 — после
иаклепа на 2,5%.
Момент иаклепа указан стрелками
Рис. 48. Кривые релаксации сплава
ХН70ВМЮТ (ЭИ765) при 750° С:
—— — экспериментальные; — — — рас-
четные по гипотезе течения со структурным
параметром; п - / - о0 = 75 кгс/мм2;
2 — (т0 — 60 кгс/мм2; б — =65 кгс/мм2;
1,2 — в исходном состоянии; 3, 4 — после
предварительного наклепа на 3%
напряжениях, полученные для материалов, подвергнутых пред-
варительной пластической деформации. Для описания процессов
ползучести при переменных напряжениях (в частности, процессов
релаксации напряжений) в условиях одновременного или пред-
шествующего мгновенного пластического деформирования была
предложена модификация технических теорий течения и упроч-
нения — в уравнение ползучести был введен структурный пара-
метр е[1Л [25 J. Модифицированную теорию проверяли в опытах
4 Д. М. Борздыка, Л. Б. Гецов
97
на ползучесть при ступенчатом нагружении. Пластическое де-
формирование на 2,5% проводилось перед первым и вторым на-
гружениями и через тх/2. Экспериментальные и расчетные кривые
ползучести (рис. 47) оказались в удовлетворительном соответствии.
Установленное экспериментально пересечение кривых релакса-
ции при о0 > ау было получено и расчетным путем при исполь-
зовании гипотезы течения со структурным параметром е?1л
(рис. 48, а). Расчеты кривых релаксации предварительно накле-
панных материалов в соответствии с этой гипотезой также обна-
ружили удовлетворительное соответствие с экспериментом
(рис. 48, б). Таким образом, использование гипотезы течения со
структурным параметром является предпочтительным для рас-
четного' определения характеристик кратковременной релакса-
ции при о0 > оу по данным испытаний на ползучесть при посто-
янных напряжениях.
Особый случай влияния пластических деформаций на сопро-
тивление релаксации рассмотрен А. С. Тихоновым и М. X. Шор-
шоровым [271, проводившим испытания никеля, никельхромо-
вого сплава и сплава Sn + 37% Pb в сверхпластичном (после
интенсивной обработки давлением) и отожженном состояниях.
Установлено, что кинетики релаксации материалов в сверхпла-
стичном и отожженном состояниях существенно различаются —
сверхпластичному состоянию свойствен больший объем релакса-
ции, чем несверхпластичному. Процессы удовлетворительно опи-
сываются формулами
-----й-----; (165а)
от = ст0 ехр {— [/гхт]Р[, (1656)
где d — размер зерна; kx и р — константы материала.
На начальном участке кривой релаксации скорость умень-
шения напряжений материалов в сверхпластичном состоянии
может быть описана уравнением Р. И. Кузнецова, В. А. Пав-
лова и В. Т. Шматова [9], согласно которому скорость релакса-
ции существенно увеличивается при повышении плотности ди-
слокаций и концентрации вакансий, что способствует снижению
энергии активации движения дислокаций и увеличению акти-
вационного объема, входящих в показатель экспоненты уравнения.
3. ВРЕМЯ
Влияние времени на процесс релаксации напряжений нахо-
дится в тесной зависимости от других факторов — начального
напряжения и температуры, а также от структурной стабильности
исследуемого сплава. Например, с повышением температуры влия-
ние фактора времени усиливается [48].
98
Кривая релаксации в координатах напряжение — время (см.
рис. 35) отчетливо разбивается на два участка, отвечающих двум
периодам релаксации. Первый период, продолжающийся в боль-
шинстве случаев весьма короткое время, характеризуется резким
падением напряжения, чему отвечает ниспадающий участок ab.
Второй период релаксации, длительность которого намного
больше первого, напротив, характеризуется весьма умеренной
скоростью падения напряжения: релаксационная кривая на
участке Ьс при достаточно высоких температурах и большой
длительности испытания приближается к оси абсцисс, в некото-
рых же случаях она выходит на горизонтальный участок (ор).
Известно немало попыток математического описания зависи-
мости изменения напряжения во времени (см. гл. I). Например,
И. А. Одингом [56] были предложены следующие уравнения
первого и второго периодов релаксации:
kr
О[ = о0е *+PT ; (166)
оц — сгоет/г°, (167)
где k и р — постоянные коэффициенты, зависящие от свойств
металла; сто и о'о — начальные напряжения первого и второго
периодов.
Аналитические уравнения этого типа имеют общий недостаток:
они не отражают возможного влияния структурных превращений,
происходящих в дисперсионно твердеющих сплавах при опре-
деленных температурах. Между тем развивающиеся во времени
структурные превращения часто существенно влияют на характер
процесса релаксации. Так, если у сильно дисперсионно твердею-
щих сплавов постоянство скорости релаксации устанавливается
сравнительно быстро, то у слабо твердеющих сплавов стадия
затухания скорости релаксации иногда длится тысячи часов
(конкретные примеры таких случаев приведены в гл. VI, п. 5).
Структурная нестабильность испытуемых материалов прояв-
ляется и при изучении влияния времени на зависимости от =
= f (о0) и А о = f (о0), что было подробно рассмотрено выше
(см. рис. 37—39).
Продолжительность неустановившегося периода релаксации
определяет минимальную длительность опыта, достаточную для
экстраполяций на большие сроки. Изучение многочисленных
первичных кривых релаксации показывает, что для стабильных
при рабочей температуре материалов длительность начального
периода обычно колеблется от 200 до 1000 ч. Однако для сплавов,
у которых в процессе службы структурные превращения проте-
кают медленно, неустановившийся период может продолжаться
значительно больше.
В связи с этим время испытаний на релаксацию материалов,
предназначенных для длительной службы, обычно состав-
4* 99
ляет 1000—3000 ч. Значительно реже испытания на релаксацию
при повышенных температурах доводят до 10—20 тыс. ч [2]
(т. е. до фактического срока службы крепежных деталей), а при
нормальной температуре — до 50 тыс. ч [57, 98]. Результаты опы-
тов столь большой длительности представляют большую ценность
для проверки правильности экстраполяций по результатам менее
длительных испытаний.
4. ТЕМПЕРАТУРА
Влияние температуры на процесс релаксации напряжений
в металлах и сплавах весьма велико. Как уже отмечалось в гл. I,
аналогично ползучести различают релаксацию напряжений при
низких (меньше 0,25 Тпл), средних (0,25—0,5 Гпл) и высоких
(более 0,5 Тпл) температурах.
Незначительная интенсивность релаксации напряжений в ме-
таллах при температурах ниже 0° С долгое время служила по-
Рис. 49. Кратковременная релаксация на-
пряжений в армко-железе при —73° С для
разных начальных напряжений а0 >
а°з)
Рис. 50. Первичные кривые релаксации
напряжений в аустенитной стали
36Х18Н25С2 при О0 — 20 кгс/мм2 (сплош-
ные линии) и о0 — 15 кгс/мм2 (штриховые
линии)
водом для сомнений в ее существовании. Однако процессы релакса-
ции напряжений действительно происходят при температурах
ниже 0° С. Так, Фелтам [59] изучил релаксацию в железе Армко
(рис. 49), кобальте, меди, а-латуни и магниевом сплаве при
температурах вплоть до —196° С, В. Я- Зубов и С. В. Гра-
чев [58] — в высокопрочной стали марок 70ХС и 70СЗХМВА
при температуре —96° С, Б. А. Потехин и И. И. Богачев [60] —
в аустенитной стали типа 30Х10ГЮ также при —96° С.
В среднетемпературной области (0,25—0,5 Гпл) повышение
температуры испытания сказывается на первичный кривых ре-
лаксации следующим образом: удлиняется первый период релакса-
ции и увеличивается угол наклона второго (прямолинейного)
участка. Это видно на примере жаропрочной аустенитной стали
марки 36Х18Н25С2, испытанной при 550 и 600° С (рис. 50). При
дальнейшем повышении температуры (выше 0,5 Гпл) процесс
релаксации вообще может ограничиться первым периодом, что
свидетельствует о полном релаксационном разупрочнении ме-
100
талла. Температура, вызывающая эту фазу релаксации, пред-
ставляет известный интерес. Однако с инженерной точки зрения
большее значение имеет температура, отвечающая начальной
стадии разупрочнения — когда начинается существенное падение
от, но еще наблюдается вполне устойчивый второй период релак-
сации.
Ниже приведены температурные интервалы (° С) релаксацион-
ного разупрочнения для типичных аустенитных сталей и сплавов
на никелевой основе:
Аустенитные стали:
с карбидным упрочнением.................. 650—700
с иитерметаллидным упрочнением .... 700—750
Никельхромовые сплавы:
слабо упрочненные........................ 700—750
умеренно упрочненные.................. 750—800
сильно упрочненные.................... 800—850
Хотя температура начала релаксационного разупрочнения
для сталей с интерметаллидной фазой примерно та же, что и при
ползучести (~700° С), интенсивность процесса релаксации на-
пряжений с дальнейшим повышением
температуры намного выше. В связи
с этим возможность использования та-
ких сталей при 750° С в качестве ре-
лаксационностойкого материала с дли-
тельным сроком службы практически от-
падает. Например, сталь 08Х15Н25В4Т
(ЭП164) при указанной температуре
уже через 1000 ч сохраняет только
30—35% начального напряжения1.
Если считать, что ползучесть есть
чередование двух противоположных
процессов — разупрочнения под воз-
действием температуры и упрочнения
от пластической деформации (наклеп),
то отмеченное выше обстоятельство
вполне объяснимо. В условиях релакса-
ции напряжений (при неизменности
начальной суммарной деформации) ра-
зупрочняющему действию температуры
Рис. 51. Температурная зависи-
мость времени релаксации, не-
обходимого для уменьшения на-
пряжения (То в титановом сплаве:
ПОЧТИ не противостоит упрочняющее / — до 0,8 о0; 2 — до 0,5 а0;
влияние пластической деформации (см. 3 ~ д0 нуля
гл. I).
Я- С. Гинцбург [16] вводит понятие о критической темпера-
туре релаксации напряжений Тк. По определению автора, это
1 Более подробные данные о влиянии температуры на релаксационную стой-
кость жаропрочных сталей и никельхромовых сплавов приводятся в гл. V (п. 5
и 6).
101
есть температура, при которой величина коэффициента So, ха-
рактеризующего сопротивляемость релаксации в первом периоде,
остается постоянной при любом значении о0. Такая формулировка
достаточно неопределенна, тем более что при умеренно высоких
температурах, как известно, начальное напряжение о0 вообще
не влияет на величину So.
Температурная зависимость различных характеристик ре-
лаксации изучалась многими исследователями. Так, Ф. И. Алеш-
кин [104] приводит температурную зависимость относительного
напряжения релаксации Rx = (oT/o0) • 100% (ресурса напряже-
ний) в виде
₽т-100[1-4ехр(1-^)], (168)
где с и d — коэффициенты.
Л. П. Никитина [531 исследовала температурную зависимость
времени релаксации то, необходимого для достижения определен-
ного уровня относительного напряжения от/о0. Обработка ре-
зультатов испытаний титанового сплава (рис. 51), а также пер-
литной и аустенитной сталей показала, что между временем та
и температурой существует экспоненциальная зависимость.
5. МАСШТАБНЫЙ ФАКТОР
Исследование влияния размеров образца (детали) на интен-
сивность процессов релаксации напряжений отражено в весьма
ограниченном числе работ [6, 45; 56].
Опыты И. А. Одинга и В. В. Бурдукского [56] проводились
при 600° С в условиях растяжения образцов различной длины
(50 и 100 мм) и диаметра (5 и 10 мм), изготовленных из сталей
10X17H13M3T, 12Х18Н10Т и 40Х15Н7Г7Ф2М (ЭИ388). Резуль-
таты испытаний усредняли методом наименьших квадратов.
При этом обнаружилось некоторое снижение релаксационной
стойкости образцов меньших размеров. Определенное снижение
сопротивления релаксации с уменьшением толщины стенки труб-
чатых образцов было установлено Г. П. Мельниковым [45] в опы-
тах с тонкостенными трубками из стали 12Х18Н10Т при 850° С.
Было сделано предположение [56], что различная релаксацион-
ная стойкость образцов разных размеров связана с локальным
характером протекания малых пластических деформаций при
высоких температурах.
Для подтверждения этого предположения проводили специ-
альные опыты с образцами, на поверхности рабочей части кото-
рых через каждые 10 мм наносили отпечатки прибором Виккерса.
Расстояние между отпечатками измеряли с большой точностью
до и после испытания на релаксацию. Был установлен значитель-
ный разброс величин деформаций ползучести еп вдоль длины об-
разцов из стали Х18Н12МЗТ, испытывавшихся при 600° С в те-
102
чение 500 ч (от еп = 0,002 до 0,19% при средней еп = 0,11%).
Аналогичные данные получены в работе [61 ] для титанового спла-
ва ОТ4, испытывавшегося при 650° С в течение 50 мин: на об-
разцах, испытанных в условиях е0 = 3,3%, были обнаружены
отдельные области с деформацией 16%. Отсюда следует, что
в образцах сравнительно большого диаметра (длины) сопротив-
ляемость релаксации усредняется по отдельным объемам. Вместе
с тем в тонких и особенно в коротких образцах усреднение распре-
деления остаточных напряжений в «слабых» и «прочных» объемах
может и не иметь места. Поэтому в первом случае кривые релак-
сации мало меняются от образца к образцу, во втором наблюда-
ется их значительный разброс. Кроме того, локальность пласти-
ческой деформации может привести в ряде случаев к некоторому
снижению релаксационной стойкости образцов малых размеров,
так как вероятность скопления слабых объемов по сечению об-
разца в количестве, достаточном для его разупрочнения, у тон-
ких образцов значительно больше, чем у образцов большого
диаметра. В то же время у образцов малого диаметра эта веро-
ятность тем больше, чем больше длина образца.
Было установлено также, что форма поперечного сечения,
в том числе и наличие резьбы на поверхности, не оказывает
заметного влияния на релаксационную стойкость.
Для сопоставления результатов, полученных в опытах на
релаксацию при растяжении обычно применяемых образцов диа-
метрами 8—12 мм с расчетной длиной I = 10d, А. М. Борздыка
и В. А. Ужик провели специальные исследования со сплавом
ХН77ТЮ (ЭИ437А) (после стандартной термообработки). Тем-
пература испытания составляла 700° С, о0 = 25 кгс/мм2, дли-
тельность испытания 1000 ч. Было установлено, что значения
ат за время от 12 до 1000 ч, полученные на образцах указанных
диаметров, укладываются в полосу нормального разброса для
испытаний на использованной установке УИМ-5.
И. П. Баушис [6] исследовал сопротивление релаксации при
различных температурах в условиях сжатия образцов разной
длины и диаметра из углеродистых сталей марок 20, 45, 48, 60С2
и меди марки М4 при 300 и 400° С. Диаметр образцов варьиро-
вался в пределах от 5 до 10 мм, длина — от 10 до 160 мм.
Установлено, что с увеличением диаметра интенсивность
процесса релаксации увеличивается; увеличение длины образца
также приводит к ускорению процессов релаксации (табл. 14).
Была предложена следующая аппроксимация полученных
экспериментальных данных:
От •= °0 — Ф1 (0 <р2 (F) f (Оо. т, /), (169)
где ф, (/) и Ф;> (Г) — функции длины и площади поперечного
сечения образца; f (сг0, т, /) — функция параметров испытания:
начального напряжения а0, времени т и температуры t.
103
Таблица 14
Влияние размеров образцов из стали 20 на сопротивление релаксации
при 400° Св условиях сжатия
По, Z d (До/о0) 100% через «о. 1 d (До/о0) 100% через
ММ 1ч 120 ч ММ 1 ч 120 ч
15 10 160 60 60 10 10 5 10 12,8 15,5 9,7 13,4 36,4 45,4 30 40,4 10 10 160 60 60 10 10 5 10 9,5 12,8 7,5 9,5 19,8 24,2 12,7 19,0
Различные выводы исследователей [6, 45, 56], по-видимому,
связаны не только с различным проявлением масштабного фак-
тора при релаксации в условиях сжатия и растяжения, но и с осо-
бенностями поведения в этих условиях испытанных материалов
(медь, перлитная и аустенитная стали).
Следует ожидать, что при начальных напряжениях, превышаю-
щих предел текучести, масштабный фактор будет проявляться
более интенсивно. Неоднородность по сечению и длине образца
пластических деформаций, образующихся при его нагружении,
приведет к значительным различиям в скоростях ползучести
в разных микрообъемах по причинам, рассмотренным в п. 2.
В неупрочненных аустенитных сталях слабые участки будут силь-
нее сопротивляться релаксации, чем прочные; в сплавах на нике-
левой основе, наоборот, сопротивление релаксации прочных уча-
стков, где епл < спл, ср, будет больше, чем в слабых. В связи со
сказанным в тех случаях, когда количество микрообъемов (зерен)
в сечении образца невелико, вероятность протекания локальных
процессов ползучести релаксации в образце повышается.
Количественные оценки влияния масштабного фактора, свя-
занные с неоднородностью процессов ползучести, по-видимому,
смогут быть получены в результате исследований неоднородности
протекания процессов тонкого скольжения в зависимости от
ориентировки зерен, ликвации химического состава, типа ре-
шетки. В этой связи представляют интерес исследования, выпол-
ненные на монокристаллах и бикристаллах, сопротивление пол-
зучести которых в зависимости от направлений (110) и (111)
резко различалось.
По-видимому, аналогично ползучести, масштабный фактор
может оказывать влияние на процессы релаксации напряжений
вследствие: а) неоднородного распределения сопротивления пол-
зучести в разных микрообъемах, по-разному проявляющегося
в образцах разных размеров; б) различного влияния состояния
поверхности образцов разных размеров (влияние наклепа, окисле-
ние); в) облегчения выхода дислокаций на поверхность при уве-
личении отношения поверхности к объему.
104
6. НЕЙТРОННОЕ ОБЛУЧЕНИЕ
Влияние нейтронного облучения на скорость релаксации
напряжений исследовалось различными авторами, преимущест-
венно на наиболее распространенной для внутриреакторных
деталей нержавеющей стали типа Х18Н9. В работах [62, 631
было установлено ускорение релаксации напряжений при тем-
пературах 60—120° С.
При более высоких температурах (450—580° С) сопротивление
релаксации стали 08Х18Н10Т исследовали на плоских образцах,
помещавшихся в заневоленном состоянии в каналы отражателя
реактора [631. Интенсивность нейтронного потока составляла
(4—8) • 1013 и (4—8)-1012 нейтр/(см2-с) соответственно для тепло-
вых и быстрых с энергией более 1 А1эВ. Интегральная доза об-
лучения в испытаниях длительностью до 100—580 ч составляла
для быстрых нейтронов 3-1018 — 6-1019 нейтр/см2. Остаточная
стрела прогиба после облучения измерялась дистанционно с по-
мощью катетометра.
При 160° С обнаружено весьма сильное влияние облучения
на релаксацию напряжений в холоднодеформированной стали:
оставшееся напряжение через 550 ч при о0 = 39 кгс/мм2 снизи-
лось с 28 (без облучения) до 17 кгс/мм2 (при облучении). С повы-
шением температуры эффект облучения на сопротивление релакса-
ции резко уменьшается и при температурах 450° С и выше он
равен нулю. С повышением начального напряжения влияние об-
лучения увеличивается. На основе проведенных опытов авторы
работы [63] сделали предположение о том, что основным меха-
низмом радиационной релаксации напряжений в холоднодефор-
мированной стали является механизм переползания дислокаций,
обусловленный радиационными точечными дефектами. Релакса-
ция напряжений в стали 08Х18Н10Т в аустенизированном состоя-
нии под действием нейтронного облучения при 160—580° С про-
исходит практически с той же скоростью, что и без облучения.
Релаксация напряжений в условиях нейтронного облучения
исследовалась у нержавеющей мартенситно-стареющей стали аль-
мар 362 (14% Сг, 6% Ni, 0,8% Ti) [64]. Опыты проводились
при 60, 290 и 313° С с образцами в виде пластин сечением 0,76 X
X 4,45 мм, изогнутых на оправках различного радиуса. Интен-
сивность нейтронного потока составляла (1,7—2,8) X
X 1014 нейтр/(см2-с). За 15 мин начальные напряжения уменьша-
лись наполовину *.
Для расчетной оценки сопротивления релаксации авторы
работы [64] предлагают ввести в уравнение для скорости пол-
зучести интенсивность нейтронного потока Ф:
ёп = еп (а, еп, Т, Ф). (170)
* Влияние облучения на релаксационную стойкость металлических материа-
лов изучалось также в работах [20, 32].
105
Обработка экспериментальных кривых релаксации позволила
определить параметры материала, поведение которого описыва-
ется моделью Максвелла—Фойгта (см. рис. 2, г). Уравнение ре-
лаксации в этом случае имеет вид
Ло = — £ [(Ло - е„) В0Ф - СоФ] Ат, (171)
где А, Во и С — параметры материала, зависящие от температуры.
7. СОВМЕСТНОЕ ВЛИЯНИЕ
ОСНОВНЫХ ПАРАМЕТРОВ РЕЛАКСАЦИИ
Рассмотренные выше данные свидетельствуют о том, что влия-
ние на процесс релаксации трех основных параметров: напряже-
ния, температуры и времени тесно связаны между собой. По-
Рис. 52. Обобщенная диаграмма релаксационной стойкости аустенитной
стали 08Х15Н25В4ТР (ЭП164):
О0, кгс/мм2; I — 30; II — 25; III — 20;
время, ч: / — 500; 2 — 1000; 3 — 1500; 4 — 2000
этому естественно стремление исследователей представить зависи-
мость экспериментальных данных одновременно от всех перечи-
сленных параметров, например ах = f (t, а0, т).
Одним из авторов предложена [48] обобщенная диаграмма
релаксационной стойкости (рис. 52), где представлено изменение
величины сгт в функции от температуры при разных начальных
напряжениях. Кривые для различной длительности испытаний
(в данном случае от 500 до 2000 ч), полученные при каждом зна-
чении о0, образуют пучок, расходящийся в направлении высоких
температур. Последнее обстоятельство подтверждает, что с по-
106
вышепием температуры влияние времени на релаксационную
стойкость усиливается. Пучки кривых для различных ст0 в области
высоких температур, наоборот, сближаются, что говорит об умень-
шении влияния о0 с температурой.
Иногда пучки кривых для разных о0 менее обособлены и схо-
дятся на оси ординат не в одной точке,
напряжений.
Обобщенная диаграмма дает ис-
черпывающее представление о ре-
лаксационной стойкости материала
в широком интервале времени, тем-
пературы и при различном уровне
начальных напряжений. Она по су-
ществу объединяет схемы 1, 2, 3, 4,
9 и 10 на рис. 30.
Между основными параметрами,
определяющими процесс релаксации
напряжений, температурой и вре-
менем, существует определенная за-
висимость, подобно тому, как это
имеет место в условиях ползучести
[48]. Была предложена диаграмма,
связывающая одновременно эти три
параметра в удобной для конструк-
тора форме (рис. 53, а). По этой диа-
грамме нетрудно определить время,
необходимое для достижения задан-
ной величины конечного напряже-
а в некотором интервале
Рис. 53. Диаграмма зависимее™
т—/:
а — принципиальная схема; б —
хромованадиевая сталь; в — хромо-
молибденованадиевая сталь. Циф-
ры у кривых — значения о0,
кгс/мм2
ния стт при различных температу-
рах t, или определить (при данном
о0) величину сгт к концу заданного
срока службы. Учитывая прямоли-
нейность и параллельность линий
равных напряжений на рис. 53, а,
охватывающих широкий интервал напряжений от 22 до 4 кгс/мм2,
участки прямых в правой части диаграммы (отвечающие наиболь-
шим длительностям) при ее построении могут быть экстраполи-
рованы.
Литературные данные [65] подтверждают целесообразность
построения зависимости a—t—т при обработке результатов
релаксационных испытаний. На рис. 53, б, в показаны такие
графики для низколегированных сталей. Оба графика находятся
в удовлетворительном соответствии со схемой рис. 53, а. Неко-
торая непараллельность линий на рис. 53, в, иллюстрирует сте-
пень точности метода.
107
ГЛАВА IV
ЦИКЛИЧЕСКАЯ РЕЛАКСАЦИЯ
НАПРЯЖЕНИЙ
При эксплуатации энергетического оборудования достаточно
часто создаются условия релаксации напряжений при повторных
нагружениях. Такие условия наблюдаются, например, при каж-
дом запуске установки в неравномерно прогреваемых деталях:
термические напряжения в этих деталях циклически релакси-
руют.
Кроме того, в связи с недопустимостью ослабления крепежа
во время эксплуатации его приходится периодически подтяги-
вать. Эти операции необходимо выполнять и при высоких темпе-
ратурах.
Повторные подтяги крепежных деталей энергетического обо-
рудования производят также после профилактических и капи-
тальных ремонтов (не реже одного раза в год). В большинстве
случаев повторное нагружение производится до первоначального
уровня напряжений.
Процессы релаксации напряжений в деталях протекают и
в условиях циклических знакопеременных нагрузок при меняю-
щихся температурах. В ряде случаев они вызывают разрушения
деталей. Исследования всех этих вопросов, результаты которых
излагаются в данной главе, имеют большое практическое зна-
чение.
1. РЕЛАКСАЦИЯ ПРИ ПОВТОРНЫХ НАГРУЖЕНИЯХ
Экспериментальные работы по изучению релаксации при
повторных нагружениях ведутся в последние годы весьма ин-
тенсивно [22; 66—70]. В результате этих исследований установ-
лено, что сопротивление данного материала релаксации при
повторных нагружениях изменяется в зависимости от темпера-
туры испытания, начального напряжения, числа нагружений
и интервала между ними.
Сложная зависимость сопротивления повторной релаксации
от условий испытания и материала связана со спецификой цикли-
ческой нестабильности материалов, в свою очередь зависящей
от температуры, и с закономерностями ползучести при перемен-
ном нагружении. Сказанное иллюстрируется данными о кратко-
временной релаксации при повторных нагружениях различных
материалов в широком диапазоне температур [67]. Испытания
проводили в условиях растяжения при постоянных значениях
начального напряжения оо(Л) = const причем о0 варьировалось
(о0 > оо.2 и ° о < ^о.г)- Время между подгружениями составляло
1 ч. Результаты отдельных испытаний приведены на рис. 54.
108
Анализ полученных зависимостей остаточного напряжения
от числа нагружений показывает, что по мере изменения темпе-
ратуры испытания интенсивность релаксации напряжений либо
уменьшается, либо увеличивается, либо остается неизменной.
Такое поведение материалов может быть названо циклической
Рис. 54. Зависимость напряжения сгт от номера цикла повторного нагружеиня и времени
релаксации жаропрочных сплавов, мин:
1 — 0; 2 — 1; 3 — Б; 4 — 15; 5 — 30; 6 — 60
нестабильностью в условиях повторной релаксации. Характер
циклической нестабильности может меняться при увеличении
числа циклов. Например, при 700°С сплав ХН70ВМЮТ (ЭИ765)
в течение первых двух циклов циклически упрочняется, затем
циклически разупрочняется \
1 Подобное поведение сплава наблюдалось также при повторных нагруже-
ниях через 1500 ч в опытах В. 3. Цейтлина и М. А. Филатовой, однако стадии
разупрочнения обнаружено не было.
109
Характер циклической нестабильности, как видно из табл. 15,
меняется при увеличении температуры испытания: исследованные
материалы при сравнительно низких температурах (соответ-
ствующих температурам, при которых обычно работают крепеж-
ные детали) являются циклически упрочняемыми. При темпера-
турах, близких к температуре отпуска, наблюдается циклическое
Рис. 55. Кривые повторной
релаксации сплава
ХН35ВМЮ (ЭИ827) при
700° С и о0, кгс/мм2;
а — 32; б— 35; в — 37;
г — 40
разупрочнение материалов в условиях повторной релаксации.
При весьма высоких температурах, близких к температурам
рекристаллизации, при которых процессы ползучести развива-
ются без упрочнения (скорость кратковременной ползучести
не зависит от времени), материалы ведут себя как циклически
стабильные (рис. 55). Однако по мере накопления повреждений
в материале, когда в условиях испытаний на ползучесть разви-
вается третья стадия ползучести, интенсивность процессов релак-
сации при повторных нагружениях увеличивается вне зависимо-
сти от характера циклической нестабильности материала
(рис. 56).
ПО
Таблица 15
Результаты испытаний
на кратковременную циклическую релаксацию
Материал Температура, °C Характер изменения ДС с увеличением числа циклов
20ХЗМВФ (ЭИ415) 550 Циклическое упрочнение
650 Циклическое разупрочнение
15Х12ВНМФ (ЭИ802) 500 Циклическое упрочнение
550 » »
ХН80ТБЮ (ЭИ607А) 650 » »
700 Незначительное циклическое упрочнение
ХН70ВМЮТ (ЭИ765) 650 Циклическое упрочнение
700 Вначале циклическое упрочнение, затем
циклическое разупрочнение
750 Циклическое разупрочнение
ХН70ВМТЮФ (ЭИ826) 700 Циклическое упрочнение
750 Незначительное циклическое упрочнение
800 Циклическая стабильность
ХН75ВМЮ (ЭИ827) 600 Циклическое упрочнение
700 » »
750 Незначительное циклическое упрочнение
800 Циклическое разупрочнение
900 Циклическая стабильность
Рис. 56. Кривые циклической релаксации сплава ХН35ВМТ (ЭИ692) при
750° С
При умеренных температурах характер циклической неста-
бильности в условиях повторной релаксации может оказаться
довольно сложным (рис. 57). Следует, однако, отметить малую
воспроизводимость результатов испытаний при невысоких тем-
пературах, при которых характеристики ползучести имеют боль-
шой разброс. Тем не менее наиболее часто при повторных нагру-
жениях материалы упрочняются.
Способность материалов при умеренных температурах повы-
шать свою релаксационную стойкость в процессе повторных
подгружений находит практическое применение: некоторые де-
тали подвергают так называемой «тренировке», заключающейся
в предварительном упрочнении материала путем одного или
Ш
нескольких повторных нагружений сравнительно небольшой дли-
тельности (см. гл. VI).
Чтобы определить влияние пластических деформаций на раз-
витие процессов релаксации при повторном нагружении,
Л. Б. Гецов и Н. С. Лапухина испытывали на релаксацию
с промежуточным наклепом сплав на никелевой основе
ХН70ВМЮТ (ЭИ765). После 10 циклов (когда кривые цикличе-
ской релаксации стабилизировались) образцы подвергали мгно-
венному растяжению на 3%, после чего испытания на повторную
а — 20; б — 300; в — 400; г — 500; д — 550; е — 600.
Цифры у кривых — номер нагружения
релаксацию продолжали. В этих опытах было установлено оп-
ределенное различие в поведении сплавов на никелевой основе
при различных температурах. При 750° С, когда процессы ре-
кристаллизации начинают уже играть определенную роль, влия-
ние наклепа (уменьшение сопротивления релаксации) в отличие
от испытаний при 700° С постепенно уменьшается от цикла к
циклу (рис. 58). Другая серия испытаний проводилась по нижней
схеме рис. 58.
Эти испытания показали, что циклическая пластическая де-
формация ускоряет процессы релаксации напряжений в сплавах
на никелевой основе (рис. 59).
Материалы, характеристики ползучести которых мало чув-
ствительны к воздействию предварительной пластической дефор-
мации того же знака (см. гл. III, п. 2), как например стали
25Х2М1Ф (ЭИ723) и 15Х12ВМФ (ЭИ802), в условиях повторного
112
нагружения мало изменяют характеристики сопротивления ре-
лаксации под действием циклической пластической деформации.
В то же время сопротивление релаксации неупрочненных
аустенитных сталей типа 12Х18Н10Т, 20Х23Н18,
31Х19Н9МВБТ (ЭИ572) увеличивается под действием как пов-
торных подгружений, так и циклической пластической деформа-
ции.
Аналитические зависимости для релаксации при повторных
нагружениях могут быть найдены в рамках различных техниче-
ских теорий ползучести.
Расчеты повторной релаксации по гипотезе упрочнения учи-
тывают изменение скорости ползучести по мере накопления де-
Рис. 58. Схемы циклической релакса-
ции напряжений при о0 = const и епл =
= const
Рис. 59. Результаты испытаний на повтор-
ную релаксацию сплава ХН70ВМЮТ
(ЭИ765) в условиях циклической пласти-
ческой деформации:
А — а0 — 70 кгс/мм2 при 700° С; Б —
о о == 50 кгс/мм2 при 750° С; а, б и в —
еПл = 0; 1 и 2% соответственно. Цифры
у кривых — номер нагружения
формации ползучести во время предшествовавших циклов ре-
лаксации. В рамках же гипотезы течения уменьшение интенсив-
ности релаксации при повторных нагружениях учитывается
путем изменения (уменьшения) скорости ползучести за время
предшествующих циклических нагружений.
Такой расчет был проведен применительно к испытаниям па
кратковременную релаксацию сплава ХН70ВМЮТ. Как видно
из рис. 60, кривые релаксации для второго и последующих на-
гружений, рассчитанные по теории течения, совпали между
собой и характеризуются более высокими значениями ох по
сравнению с остаточными напряжениями при втором нагружении,
что противоречит эксперименту.
113
Рассмотрение закономерностей релаксации при повторном
нагружении целесообразно провести с помощью схемы, изобра-
женной на рис. 61. Эта схема основана на представлении о про-
цессе релаксации напряжений как процессе ползучести, разви-
вающемся в соответствии с технической теорией упрочнения:
еп = f (о, еп). Если релаксации напряжений при нескольких
первых подгружениях с о0 = const отвечает накопленная де-
k
формация ползучести -°п^7СГт| , которой соответствуют
неустановившиеся стадии ползучести при постоянных напряже-
ниях Еп ’ const, то этим /г-подгр ужениям, согласно схеме,
Рис. 61. Схема изменения скорости
ползучести в опытах при а = const и
сопротивления релаксации в опытах
при повторном нагружении в зависимо-
сти от величины накопленной деформа-
ции ползучести
Рис. СО. Кривые релаксации
сплава ХН70ВМЮТ при 750° С
и о0 = 60 кгс/мм2:
1,2 — экспериментальные дан-
ные; 3, 4 — расчетные данные;
1, 3 — первое нагружение;
2, 4 — второе нагружение
отвечает постепенное увеличение сгт (уменьшение До,- за цикл).
Для подгружений, которым отвечают E„ft) на установившейся
стадии ползучести (е}/0 = const), величины ог,- и До,- не меняются.
И, наконец, для Еп'*, которым при постоянных напряжениях
соответствуют третьи стадии ползучести, каждое последующее
подгружение вызывает уменьшение oxi (увеличение До,).
Рассмотренной схеме отвечают различные частные случаи:
.1. оТ(- = const при i = 1, 2, ..., п. Этот случай характерен
для высоких температур, при которых кривые ползучести прак-
тически не имеют первой стадии (ползучесть с постоянной ско-
ростью). Такое же поведение в условиях повторной релаксации
может наблюдаться и тогда, когда длительность релаксации
такова, что AaJE > епХ.
114
2. oxi уменьшается с увеличением номера подгружения для
всех i начиная с i = 1. Этот случай имеет место, когда +
Ao.i/£ еп2.
3. ох1 непрерывно возрастает с увеличением номера циклов.
Этот случай характерен для материалов и температур испыта-
ния, при которых процессы ползучести в основном развиваются
на неустановившейся стадии; скорость ползучести на устано-
вившейся стадии близка к нулю и третья стадия отсутствует.
В настоящее время нет достаточных оснований утверждать,
что, используя для расчета кривых релаксации уравнения для
скорости ползучести еп = f (о, еп), описывающие все три стадии
ползучести, можно получить удовлетворительное соответствие
с экспериментом. Однако рассмотренная схема качественно ха-
рактеризует самые различные случаи поведения материалов при
повторном нагружении. Определенного предпочтения для описа-
ния процессов повторной релаксации заслуживает комбиниро-
ванная теория [22]. Из рис. 9 видно, что экспериментальные
и рассчитанные по этой теории кривые релаксации при повтор-
ном нагружении для стали 25Х2М1Ф при 580° С практически
совпадают.
Помимо рассмотренных выше методов описания процессов
релаксации при повторном нагружении могут использоваться
и чисто аналитические подходы. Например, в работе [71 ] пред-
лагается в уравнения типа (98) и (99), используемые для расче-
тов по различным техническим теориям, ввести некоторую функ-
цию числа циклов п, определяющую нестабильность материала.
Вид этой функции может быть получен из сравнительно простых
опытов.
В условиях, когда в процессе испытаний на циклическую
релаксацию образец подвергается пластическому деформирова-
нию, оценка сопротивления релаксации может производиться
с помощью теорий со структурным параметром епл [25], модифи-
цированных введением функции циклической нестабильности
S (N) [19]. В опытах на повторную релаксацию сплава
ХН70ВМЮТ (ЭИ765) при 700° С после 10-го цикла подгружения
до о0 = 65 кгс/мм2 с релаксацией в течение 30 мин образец де-
формировался растяжением на 3%, после чего вновь нагружался
до о0 = 65 кгс/мм2. Сопоставление экспериментальных и рас-
четных кривых циклической релаксации (рис. 62) подтверждает
целесообразность использования гипотезы течения со структурным
параметром.
В работе [72] для описания релаксации напряжений при
повторном нагружении в условиях, при которых наблюдается
разупрочнение материала, вызванное его повреждением, было
предложено уравнение
ёп = А (еп + еП1)1—"п ехр Г a (аог - у£е„) 1 + (бп ] , (172)
L 1 рп т bnt) J
115
где feni- — деформация ползучести, накопленная в предшествую-
щих циклах релаксации; у — жесткость нагружения; сг0,- — на-
чальное напряжение при очередном нагружении, связанное
с величиной нагрузки соотношением
@0i р [1 “Ь fan (®п “Ь ®ni)L
(172а)
Здесь kn — коэффициент повреждаемости, который так же,
как константы материала а, А
Рис. 62. Экспериментальные (сплошные
линии) и расчетные (штриховые линии)
кривые циклической релаксации при
700° С сплава ХН70ВМЮТ (ЭИ765):
/ — первый цикл; 2 — 10-й цикл; 3 —
11-й цикл с предварительным наклепом на
епл == 3% ПРИ 700° С
и /гп, зависит от температуры ис-
пытания.
Проведенный обзор различ-
ных феноменологических под-
ходов для описания релакса-
ции при повторном нагруже-
нии свидетельствует о том, что
точность оценки, достигаемая
при применении даже самых
совершенных технических тео-
рий, может оказаться в ряде
случаев явно недостаточной, в
частности тогда, когда зависи-
мость величин остаточных на-
пряжений от номера цикла
(при о о = const и тц = const)
немонотонная.
Все сказанное о релаксации
при повторных подтягах отно-
силось к поведению материа-
напряжений. Релаксационная
лов в отсутствие концентрации
стойкость при повторных подтягах болтовых соединений с диа-
метром гладкой части болтов, равном наружному диаметру резь-
бы, — вопрос, заслуживающий специального рассмотрения. Ха-
рактерным для этого случая является возможность образования
в зоне концентрации при разгрузке пластических деформаций
обратного знака, вызывающих, как это будет показано в сле-
дующем параграфе, интенсификацию процессов релаксации, что
в свою очередь приведет к ускоренному накоплению деформаций
ползучести.
Такое накопление деформаций ползучести может привести
к разрушению крепежных деталей.
Если полная разгрузка болтового соединения не производится
или если она проводится при комнатной температуре, когда пре-
дел текучести материала заметно выше, чем при рабочей темпера-
туре, то все сказанное об остаточных напряжениях и деформа-
циях в основании резьбы будет проявляться в значительно
меньшей степени.
116
2. РЕЛАКСАЦИЯ ПРИ ЗНАКОПЕРЕМЕННОМ НАГРУЖЕНИИ
В последние годы исследовалось сопротивление циклической
релаксации при знакопеременном нагружении в условиях посто-
янной [73—76] и переменной [77] температур. В работах [73—
76] образцы из стали 304 (08Х18Н10), сплава инколой 800
(0,05% С; 21,6% Сг; 31,4% Ni) и роторной стали (Сг—Мо—V)
испытывали с различным временем выдержки (релаксации).
Опыты проводили на гидравлических машинах при циклическом
нагружении растяжением — сжатием
вплоть до разрушения образцов.
Говоря о циклической релаксации при
знакопеременном нагружении, следует
различать два случая: когда релаксация
напряжений имеет место в обоих полу-
Рис. 63. Схемы цикличе-
ской релаксации при
знакопеременном нагру-
жении
20 4/7 60 80 fOO ПО
Т,мин
Рис. 64. Сравнение релаксации при одно-
кратном нагружении и в условиях цикли-
ческих испытаний стали AISI 304 при
650° С:
-—---релаксация при статическом нагру-
жении е = 0,25%; О — циклическая релак-
сация
циклах (рис. 63, а} и когда выдержка, вызывающая ре-
лаксацию напряжений, дается лишь в одном полуцикле
(рис. 63, б и в). Тем не менее закономерности поведения ма-
териалов при деформировании по обоим схемам часто ока-
зываются общими. Поскольку наиболее характерным является
такое поведение материалов при циклической релаксации в
условиях знакопеременного нагружения, когда после некото-
рого числа циклов наступает стабилизация кривых релакса-
ции, то обычно в качестве характеристик релаксационных свойств
приводят кривые релаксации для номера цикла N, равного по-
ловине числа циклов до разрушения Np; по данным Р. А. Дуль-
нева [77], стабилизация кривых релаксации наступает при
N/Np ~ 0,1. В качестве примера рассмотрим результаты испыта-
ний [76] на циклическую релаксацию хромомолибденованади-
евой стали при 538° С. Из табл. 16 видно, что степень релаксации
напряжений мало зависит от формы цикла.
117
В условиях циклического деформирования при жестком нагру-
жении (постоянной амплитуде полной деформации) с увеличе-
нием времени релаксации в одном или обоих полуциклах наблю-
дается интенсификация процессов циклического разупрочнения
даже для таких материалов, как стали типа 18-10 — максималь-
ные напряжения цикла и диапазон изменения напряжений умень-
шаются [73—761. Падение же напряжений (релаксация) во время
различных выдержек при Ле = const, которым, как уже гово-
рилось, отвечают различные значения о0, совпадает с величинами,
полученными в опытах на релаксацию при статическом нагруже-
нии (рис. 64).
Таблица 16
Сопротивление релаксации Сг —Мо—V стали при 538° С
в условиях циклического знакопеременного нагружения
Форма цикла (см. рис. 63) Go, КГС/ММ2 JV/JVp Де, % <\/ао «ля
х = 15 мин х = 60 мин
а ±39,5 45/213 2,21 0,5
б —54 10/37 5,76 0,55 0,43
—43 120/246 2,21 0,55 —
—34,5 140/306 1,31 0,70 0,65
в 38 11/66 5,05 0,45 0,36
40,5 94/213 2,3 0,54 0,47
31 319/697 1,31 0,67 0,61
Для условий, когда кривые циклической релаксации ста-
билизировались, в работе [73] для их описания была предложена
эмпирическая зависимость вида
ln-^- = VE—т1+т> (173)
где А и m — константы. Эта зависимость была использована
для нахождения экстраполированных значений ах.
Данные о циклической релаксации при знакопеременном на-
гружении могут быть аналогичны данным о ползучести при стати-
ческом нагружении (как, например, на рис. 7). Подобные кривые
деформирования в условиях циклической релаксации получены
при обработке данных Кэмпбелла [73] (рис. 65).
Закономерности циклической релаксации различных материа-
лов при знакопеременных напряжениях могут быть установлены
также на основе анализа поведения материалов в условиях цикли-
ческой ползучести при знакопеременных напряжениях. Такие
испытания проводили в условиях растяжения-сжатия [67 ] и кру-
чения [78].
В условиях растяжения-сжатия испытывали сплавы на нике-
левой основе ХН70ВМЮТ при 750° С и ХН70ВМТЮФ при 800° С.
118
При этих температурах указанные материалы структурно ста-
бильны и, как показали описанные ниже испытания на релаксацию
при повторных подгружениях, циклически разупрочняются.
Испытания проводили при симметричном цикле нагружения.
Период цикла варьировался от 25 мин до 48 ч. Вне зависимости от
знака напряжения в первом полуцикле деформация ползучести,
накапливаемая за полуцикл растяжения, превышала деформацию
ползучести за полуцикл сжатия (на 15—25%). Однако в течение
первых 10—15 с испытания с реверсированной нагрузкой обратное
упругое последействие после снятия нагрузки противоположного
Рис. 65. Кривые циклического
деформирования в условиях ре-
лаксации при знакопеременном
нагружении стали A1SI 304 при
650° С (стабилизированный
цикл). Время, мин:
/ — 0; 2 — 1; 3—10; 4 — 30;
5 — 60; 5—180
знака вызывало заметное увеличение начальной скорости ползу-
чести.
Результаты некоторых циклических испытаний приведены на
рис. 66 и 67, а также в табл. 17. Из рассмотрения кривых цикли-
ческой ползучести видно, что с увеличением номера цикла накоп-
ленная за полуцикл деформация ползучести вначале увеличивается,
а затем становится постоянной. Для периода цикла 25 мин кривые
ползучести стабилизируются начиная с 15-го цикла. Увеличение
периода цикла приводит к стабилизации кривых циклической пол-
зучести после меньшего числа циклов (3—5 циклов в условиях
испытаний с периодом 48 ч). Что является ответственным за такое
поведение материалов, испытываемых при разном периоде цикла:
эффект частоты или различие величин накапливаемой за цикл де-
формации ползучести, в настоящее время однозначно установить
не удается.
Аналогичные результаты были получены при испытаниях на
циклическое кручение сплавов ЭП220 при 800 и 900° С, сплава
ХН35ВТ при 650° С и стали 12Х18Н10Т при 650° С [79]. Опыты
проводились в условиях выдержек в одном и обоих полуциклах.
При циклическом нагружении поддерживались постоянными уро-
вень напряжений на участке ползучести и значение диапазона
(размаха) деформаций Ду, а в отдельных опытах постоянной была
119
продолжительность выдержки при постоянном напряжении. У всех
испытанных материалов, в том числе и упрочняющейся стали
12Х18Н10Т, наблюдалось ускорение ползучести при циклическом
знакопеременном нагружении с выдержками в одном и обоих
полуциклах. Скорость ползучести
на установившейся стадии при
этом оставалась практически по-
стоянной. Подобное поведение ма-
териалов характерно не только для
сталей и сплавов на никелевой
основе. Циклическое разупрочне-
Рис. 66. Кривые ползучести при растяжении и сжатии в зависимости
от номера цикла (указан на кривых):
а — сплав ХН70ВМТЮФ (ЭИ826) при 800° С, G = 30 кгс/мм2;
б — сплав ХН70ВМЮТ (ЭИ765) при 750° С, о == 30 кгс/мм2
Номер цикла
Рис. 67. Зависимость деформации ползучести сплава ХН70ВМТЮФ
(ЭИ826) от числа циклов при 800° С; о = 30 кгс/мма за полуцикл в испы-
таниях по режиму:
1 — растяжение 10 мин; 2 — сжатие 10 мин
ние при знакопеременной ползучести было обнаружено в опытах
со свинцом при 29° С, молибденовым сплавом при 1300° С, а цик-
лическое упрочнение — в опытах на циклическое кручение меди
при 230° С.
120
Таблица 1?
Результаты некоторых испытаний на знакопеременную ползучесть
Сплав
Установившаяся
деформация, %,
ползучести за никл
а
S
tr
о
в
ХН70ВМЮТ
(ЭИ765)
ХН70ВМТЮФ
(ЭИ826)
750
800
25
30
40
30
30
48 ч
48 ч
25 мин
25 мин
8 ч
0,6
0,65
0,11
0,24
0,43
0,5
0,5
0,07
0,18
0,38
3
10
127
178
3
(144)
(480)
53
74
(24)
Р*
* В скобках указано время испытания иеразорвавшихся образцов.
Обработка экспериментальных данных по циклической ползу-
чести показала возможность их описания с помощью зависимости
е{,Л) =/2 (Л) (174)
свидетельствующей о подобии кривых для полуциклов растяжения
и сжатия [71 ]. Здесь e„k) — деформация ползучести за &-тый
цикл; /2 (&) — некоторая функция числа циклов. К аналогичным
выводам пришли и авторы работы [80].
Полагая, что /2 (&) не зависит от времени, имеем
^) = f2(^<1). (174а)
Таким образом, используя, например, гипотезу упрочнения, можно
рассчитать характеристики циклической знакопеременной релак-
сации.
Для случая разупрочнения с последующей стабилизацией было
предложено следующее выражение для f2 (k):
F2(fe)=l + (m'-l);[l-exp(-a(fe-l)]], (175)
а для случая упрочнения с последующей стабилизацией кривых
ползучести
/2(/fe) = JL + (i ,
12 ' ' т 1 \ m / £₽ ’
(176)
где т , т, а и ₽ — константы, зависящие от материала, темпера-
туры и частоты цикла [71 ].
Для сплава ХН70ВМЮТ при 750° С и периоде цикла 48 ч
т — 1,8, а — 0,52, а при периоде цикла 0,33 ч т = 4 и а = 0,1.
121
Несмотря на то что с уменьшением периода цикла темп увели-
чения т', по-видимому, снижается, для грубых оценок можно сде-
лать предположение, что
m'i/m2 = 1 g (тЦ1/тц2), (177)
где тц — период цикла.
При достаточно высоких температурах можно полагать, что
/2 (£) — 1- Так, в работе [80] было получено хорошее совпадение
между кривыми циклической релаксации молибденового сплава
ТСМ-4 при 1300° С, полученными в экспериментах и рассчитанными
по данным ползучести при о = const с использованием теории
упрочнения.
3. РЕЛАКСАЦИЯ ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОМ
ИЗМЕНЕНИИ ТЕМПЕРАТУРЫ
Следует различать следующие крайние условия релаксации
напряжений при переменной температуре: А — условия постоян-
ства длины образца, сохраняемой при изменении температуры;
Б — условия компенсации теплового расширения образца тепло-
вым расширением элементов системы.
Условие А наблюдается, например, при жестком закреплении
в охлаждаемых захватах растянутого образца, циклически нагре-
ваемого пропусканием тока х; условие Б — при циклическом изме-
нении температуры одновременно всего крепежного соединения.
На практике же, как правило, возможны условия неполной
компенсации теплового расширения нагруженных элементов, осо-
бенно при быстрых изменениях температуры, когда в системе не-
минуемо возникают градиенты температур.
Условия типа А описываются уравнением релаксации
еу -ф- епл -|- еп = А — Ata, (178)
где А — константа, зависящая от условий нагружения; At =
= t—tcp It — температура в данный момент времени; tcp~
— (^max + ^тш)/2]; ос — коэффициент линейного расширения
в диапазоне температур t — tcp.
Уравнение (178) является уравнением релаксации с изменяю-
щейся во времени жесткостью нагружения.
Условия типа Б описываются уравнением релаксации обычного
типа:
еу + «пл + еп = е0 = const. (179)
Релаксация напряжений при переменной температуре связана
с особенностями ползучести в указанных условиях и зависимостью
1 Такие условия имеются также при циклическом изменении температуры
образца в машинах компенсационного типа для испытаний на релаксацию при
растяжении, в которых экстензометр связан с рабочей длиной образца.
122
от температуры модуля упругости. Последняя может быть
сведена к эффекту изменяющейся во времени жесткости нагру-
жения.
Изучение релаксации напряжений при циклических темпера-
турах, вызывающих изменение структурного состояния материала,
особенно трудно, поэтому в дальнейшем мы рассмотрим лишь такие
условия испытания, при которых материалы структурностабильны.
Известно ограниченное
число экспериментальных
работ по изучению релак-
сации напряжений при
циклически изменяющих-
ся температурах [2]. Ус-
ловия нагружения в этих
испытаниях относятся к
условиям типа Б (испыты-
вали кольца равного со-
противления изгибу). Тем-
пературу в опытах Е. К.
Гордеевой и И. А. Одинга
с сотрудниками цикличе-
ски изменяли на ±25° С,
поэтому изменениями мо-
дуля упругости можно бы-
ло пренебречь.
В работе [56] при цик-
лически меняющейся тем-
пературе испытывали об-
разцы из стали 12Х18Н10Т
(тц — 1 ч) и армко-железа
(тц = 2,5 ч). Интервал из-
менения температуры со-
ставлял 50° С при сред-
них уровнях 600 и 425° С
соответственно для стали
I2X18H10T и армко-желе-
зо. Для сопоставления
.проводили также испыта-
ния nptf верхней и нижней
температурах цикла. Основные результаты испытаний, при-
веденные в табл. 18 и на рис. 68, показывают следующее: релак-
сационная стойкость армко-железа при циклически меняющейся
температуре меньше, чем при постоянной температуре, равной
максимальной температуре цикла. Для стали 12Х18Н9Т темп
уменьшения остаточного напряжения при переменной температуре
несколько превышает темп снижения при /П|ах, однако за 1000 ч
оставшееся напряжение при £цнкл все еще превышает от при
^inax Const.
Рис. 68. Кривые релаксации армко-железа и
стали I2X18H10T, о0, кгс/мм2:
а и г — 10; б — 3; в — 20; /, ° С:
1 _ 400—450; 2 — 400 = const; 3 — 450 =
= const; 4 — 575—625; 5 — 575 = const; 6 —
625 = const
123
Таблица 18
Результаты испытаний на релаксацию
при циклически меняющейся температуре
Материал Оц, кгс/мм2 Да, кгс/мм2, при । Материал а0, кгс/мм2 До, кгс/мм2 при
* min ^тах ^ЦИКЛ ^Ш1П Otiax ^ЦИКЛ
Армко-железо (при 600° С) 6,9 7,34 8,18 Сталь 12Х18Н10Т 7,17 8,86 7,59
10 7,03 7,64 8^5 20 7,87 10,16 адэ
7 4,61 5,24 4,81 (при 425° С) 15 3,61 6,29 4,55
4,73 5,34 5,16 4,21 6,98 6,21
1,94 2,10 2,20 1,90 3,81 2,19
7 1,94 2,14 2,37 2,24 4,5 3,44
Примечание. В числителе указано падение напряжения Да10о, в знаменателе
Д°хооо*
Следовательно, если при постоянных температурах падение
напряжения в основном происходит на первой стадии и затем уве-
личивается сравнительно медленно, то при циклически изменяю-
щихся температурах интенсивное уменьшение от происходит на
первой и второй стадиях. Не давая объяснений происходящим яв-
лениям, авторы [56] полагают, что уменьшение релаксационной
стойкости на второй стадии испытаний при переменных темпера-
турах вызывается понижением прочности зерен.
Е. К- Гордеева проводила опыты на образцах, изготовленных
из сталей 40 и У8. Температуру испытаний варьировали в преде-
лах от 400 до 450° С. Колебания температуры во время испытаний
не превышали 50° С. Полученные экспериментальные данные испы-
таний на релаксацию при температурах, циклически меняющихся
по треугольному закону, обобщаются с помощью формулы
/ 1 \
««=(1-------080)
где — оставшееся напряжение при циклически меняющейся
температуре; ц = ^min^max— характеристика цикла; ст0 — на-
чальное напряжение; от/ — оставшееся напряжение в испытаниях
при /П]ах; а и b — константы, определяемые для произвольно вы-
бранного момента времени из двух опытов при циклически меняю-
щихся температурах, проведенных при различных значениях
^mln •
Зависимость (180) получена применительно к принятой форме
цикла и обобщает экспериментальные данные, характеризующие
сравнительно узкий диапазон значений т] (0,9—1,0), Кроме того,
124
при выводе уравнения (180) предполагалось, что кривые релакса-
ции при циклически изменяющихся температурах подобны, что
также нельзя считать общей закономерностью поведения материа-
лов в условиях релаксации.
При циклически изменяющихся температурах Л. Я- Либерман
и А. В. Боева испытывали перлитные стали 12МХ и 15ХМ (425° С,
12 ч; 450° С, 20 ч и 475° С, 16 ч). Для сравнения проводили опыты
при постоянной температуре 450° С. Начальные напряжения варьи-
ровали в пределах от 10 до 23 кгс/мм2. Было установлено, что стали
12МХ и 15ХМ обладают практически одинаковой релаксационной
стойкостью при постоянной температуре 450° С и переменной
450 ± 25° С (табл. 19).
Таблица 19
Результаты испытаний на релаксацию перлитных сталей
при постоянных и переменных температурах
(по данным Л. Я. Либермана и А. В. Боевой)
Материал с0, кгс/мм2 о^,, кгс/мм2, за время, ч
при постоянной температуре при переменной температуре
500 1250 1700 500 1250 1650
12МХ 16 11,6 11,3 И,1 11,5 10,5 10,3
20 12,7 12,3 12,2 13,3 12,2 12,2
15ХМ 16 12,2 11,5 Н.2 10,8 10,5 —
20 14,9 14,0 13,5 13,0 12,5 —
При переменных температурах С. И. Джаназян испытывал ар-
матурную проволоку, отрезки которой длиной 200 мм нагружали
до заданного начального напряжения при 20° С и испытывали на
релаксацию в течение 2—4 ч, после чего включали печь и нагре-
вали до 100, 175 или 200° С в течение 4 ч. При указанных темпера-
турах образцы выдерживали 10 ч, после чего температуру в течение
4 ч понижали до 20° С. Результаты испытаний приведены в табл. 20.
Установлено резкое снижение оставшегося напряжения при пере-
менных температурах по сравнению с испытанными при постоян-
ных температурах. Однако какого-либо объяснения такого пове-
дения С. И. Джаназян не предлагает.
Отдельные опыты проводили со сплавами марок ХН80ТБЮА
(ЭИ607А) и ХН70ВМЮТ (ЭЙ765) на никелевой основе при темпе-
ратурном цикле 700° С, 7 ч + 750° С, 1 ч. Для сплава ХН80ТБЮА
(ЭИ607А) о0 = 20 кгс/мм2 через 1600 ч релаксировало до 10 кгс/мм2
при /т1п и при /цнкл. У сплава ХН70ВМЮТ при циклически меня-
ющейся температуре от оказалось значительно меньше, чем при
^mln •
Рассмотренные выше результаты испытаний разных материа-
лов не позволяют сделать определенных выводов о влиянии цикли-
ческих изменений температуры на сопротивление релаксации.
125
Таблица 20
Результаты испытаний арматурной проволоки
на релаксацию при постоянных и переменных температурах
Сталь о0, кгс/мм2 Температура, °C Уменьшение напряжения за 22 ч
кгс/мм1 % ОТ а0
20ХГ2Ц 50 20 100 20—100—20 175 20—175—20 2 5 * 4,65—4,88 7,34—9,1 10 11,3—14,25 5,0 * 9,3—9,75 14,7—18,2 20 22,6—28,4
80С 60 20 100 20—100—20 175 20—175—20 0,55 * 3,17—3,22 11,93 4,2—4,85 16,2 1,1 * 5,28—5,37 19,5» 7,0—8,1 27,0
* За 100 ч.
Особое место среди испытаний на релаксацию напряжений при
переменных температурах занимают опыты В. А. Винокурова [33],
моделирующие условия отпуска сварных соединений. В этих опы-
тах жестко защемленные образцы из углеродистых сталей нагре-
вали со скоростью 120 и 300° С/ч до температуры 500—650° С, при
которой их затем выдерживали ~4 ч. Установлены закономерно-
сти сопротивления релаксации ряда марок сталей и влияние на них
параметров режима отпуска (скорости нагрева, времени, повтор-
ности нагрева и др.) и начального напряжения.
Для аналитического определения характеристик процесса
релаксации напряжений при изменяющейся температуре целесооб-
разно использовать те же методы, которые применяют для описания
и предсказания сопротивления ползучести при переменных темпе-
ратурах. В общем виде скорость ползучести можно представить
как функцию напряжения, температуры и времени (или накоплен-
ной деформации ползучести):
е’п = еп (о, t, т); еп = еп (о, t, еп).
Рассмотрим вначале методы расчета релаксации напряжений
при переменных температурах, исходя из условий постоянных ско-
ростей ползучести при соответствующих температурных ступенях
цикла (см. гл. I, п. 4), т. е. при еп = еп (ст, /).
Релаксация напряжений в условиях
ёп — (а> 0- Наибольшее распространение для описания ползу-
чести при переменных температурах получила гипотеза аддитив-
ности деформации [19], являющаяся частным случаем гипотезы
трансформированного времени [17, 81].
126
Сущность гипотезы аддитивности деформаций состоит в том, что
деформация ползучести, накапливаемая за цикл, равна сумме де-
формаций, накапливаемых при разных температурных ступенях
цикла и рассчитываемых по данным при постоянных температурах.
Таким образом, деформация ползучести еп определяется скоро-
стями ползучести при постоянных температурах и формой цикла:
т
еп = J епЩт)]Лг. (181)
о
Экспериментальное подтверждение этой гипотезы было полу-
чено в целом ряде исследований ползучести при циклически изме-
няющихся температурах [19; 82]. Однако в ряде опытов наблю-
далось ускорение или замедление ползучести при переменных тем-
пературах по сравнению со значениями, предсказываемыми гипо-
тезой аддитивности деформаций. Для объяснения этих различий
была выдвинута гипотеза температурного последействия, которая
заключается в следующем: всякое реальное твердое тело наслед-
ственно по температуре, т. е. обладает своеобразной памятью в от-
ношении температурной предыстории. Это, в частности, означает,
что при любом, например скачкообразном, изменении температуры
скорость ползучести, отвечающая новой температуре, устанавли-
вается не сразу, а в течение некоторого промежутка времени, необ-
ходимого для того, чтобы память о прежней температуре была пол-
ностью снята.
Физическая природа температурного последействия состоит
в следующем. В процессе ползучести образуется структурное со-
стояние, зависящее от ряда факторов, в том числе и от температуры.
Вместе с тем на скорость ползучести влияет структурное состояние.
Поскольку при каждой температуре новое устойчивое при этой тем-
пературе состояние устанавливается постепенно во времени, то и
скорость ползучести, характерная для новой температуры, будет
приобретена не сразу, что и означает последействие. Использова-
ние гипотезы температурного последействия может быть целесооб-
разным для материалов, структурно нестабильных в диапазоне
изменения температуры.
Для структурно стабильных материалов эффекты ускорения
ползучести при нагреве и замедления ползучести при охлаждении
по сравнению с предсказываемым уравнением состояния могут
в значительной степени компенсироваться [17]. Для проверки
справедливости этого предположения были проведены испытания
на ползучесть нескольких сплавов на никелевой основе при темпе-
ратурах, циклически меняющихся с большой частотой (три цикла
в минуту) по пилообразному закону [83]. Сопоставление значений
скорости установившейся ползучести при постоянных и перемен-
ных температурах показало, что использование гипотезы аддитив-
ности деформации позволяет достаточно корректно описать полу-
ченные результаты испытаний. Следовательно, процессы ползуче-
127
ста при частых изменениях температуры можно описывать без
привлечения гипотезы температурного последействия.
В дальнейшем будут рассматриваться процессы релаксации
напряжений при переменных температурах в структурно стабиль-
ных материалах, причем при разработке расчетных методов гипо-
теза температурного последействия использоваться не будет.
В процессе релаксации при циклически изменяющихся темпе-
ратурах следует различать два случая: 1) падение напряжения
за время, соответствующее периоду цикла, сравнительно мало
(малый период цикла); 2) изменение температуры во время испыта-
ния на релаксацию происходит сравнительно медленно.
В зависимости от указанных условий испытания целесообразно
применять различные подходы при выборе расчетной схемы. В пер-
вом случае целесообразно использовать понятие об эквивалентной
скорости ползучести:
«n.3 = /7U('t), еп[о, Цт)]}, (182)
позволяющее определить ход осредненной кривой релаксации.
В качестве примера рассмотрим релаксацию напряжений при
температурах, изменяющихся по треугольному закону t = +
+ ат, t — ?2 — |3т, где tr и /2 — минимальная и максимальная
температуры цикла; аир — скорости нагрева и охлаждения. При-
няв температурную зависимость для установившейся скорости
ползучести в виде
еп = Ае~в/Т (183)
и выражение для эквивалентной скорости ползучести на основе
гипотезы аддитивности деформаций
т
j ёпйт
ёп.э=~—, (184)
получим
__ ^геп2 Лещ лв р ( р ( в
п.э- Т2-7\ Т2-1\ Lt l\ T2)j
Ч~М—£-)}]• <185>
где Ej (—х) — интегральная показательная функция; еп1, еп2 —
скорости ползучести при минимальной и максимальной темпера-
турах соответственно.
Приняв зависимость
ёп=4еВ1Г, (186)
получим для еп э значительно более простое выражение
(187)
128
Проведенная экспериментальная проверка возможности рас-
чета еп э при переменной температуре с помощью формулы (187)
показала, что точность таких расчетных оценок достаточно вы-
сока [84].
Зная закон изменения скоростей ползучести и еп1 в зави-
симости от напряжения, можно, решая дифференциальное уравне-
ние
-^=-£э<э, (188)
найти зависимость для релаксации напряжений при температуре,
циклически меняющейся со сравнительно большой скоростью по
треугольному закону.
Величина эквивалентного модуля упругости Еэ может быть
принята равной значению Е при /ср цикла или уточнена из зави-
симости
(189)
где пс (/) — показатель степени выражения еп = Во"? (наклон
кривых сопротивления ползучести в логарифмических координа-
тах), зависящий от температуры.
В первом приближении может быть принята зависимость пс от
температуры в виде выражения [21 ]
Пс ~ ~КГ +
(190)
где у0 — активационный объем; R — газовая постоянная; С —
константа материала; Т — температура.
Пренебрегая величиной еп1 по сравнению с е112 в выражении
(187), проинтегрируем уравнение (188) с использованием формул
(29) и (30). Получим соответственно
В,ЛТ /1 1 \
Т " (пс-1)Л£э пс-1 п-1
\ °т ст0 )
И
r = -gg- (192)
В случае сравнительно медленных изменений температуры во
время испытаний на релаксацию кривую релаксации можно рассчи-
тывать последовательно для участков с мало различающимися
внутри этих участков значениями температуры.
Поскольку значения скорости ползучести материала известны
лишь при ограниченном количестве температур, необходимо для
таких расчетов использовать параметрические зависимости. Пара-
5 Л. М. Борздыка, Л. Б.^Гецов 129
метр, предложенный В. И. Никитиным [85] на основе двух хорошо
согласующихся с экспериментом зависимостей: степенной для
скорости установившейся ползучести от напряжения и экспонен-
циальной — от температуры, имеет вид
Р (о) = с + d 1g о = (193)
Линейная зависимость Р (а) от логарифма напряжения была
экспериментально подтверждена для сплава ХН75ВМЮ [85]. Ме-
тод В. И. Никитина был также проверен применительно к данным
по ползучести, полученным для сплавов ХН80ТБЮА, ХН70ВМЮТ
и ХН70ВМТЮФ в диапазоне температур 600—850° С. Установ-
лено, что линейная зависимость между 1g еп и МТ достаточно хо-
рошо описывает экспериментальные данные, за исключением дан-
ных при 600° С для сплава ХН70ВМТЮФ. Отсюда, найдя из огра-
ниченного числа опытов на ползучесть константы a, b, с, d уравне-
ния (193), можно рассчитать кривую релаксации при переменных
температурах для произвольного закона изменения температуры.
Численное интегрирование уравнения
-^-=‘-Е<(т)ёп[Т(т),а], (194)
где еп принимается в соответствии с выражением (193), а значения
модуля упругости — зависящими от температуры, при начальных
условиях т = 0, о = сг0 позволяет найти значение ot для любого
момента времени т.
Релаксация напряжений в условиях еп =
= еп (о, t, т) и л и еп = 8П (a, t, еп). Для описания процессов
ползучести (релаксации) при переменных температурах в общем
виде необходимо применять ту или иную гипотезу ползучести (ана-
логично тому, как теории ползучести использовались для описа-
ния процессов ползучести при переменных напряжениях).
Применение гипотезы старения для описания процессов ползу-
чести при переменных температурах иллюстрируется схемой
рис. 69, б, которая свидетельствует о том, что скачкообразное из-
менение температуры сопровождается скачкообразным изменением
накопленной деформации ползучести. Несостоятельность этой ги-
потезы для условий уменьшающейся температуры очевидна, так
как приводит к уменьшению накопленной деформации ползучести.
Кривые релаксации при переменной температуре по гипотезе ста-
рения могут быть получены из кривых ползучести материала, соот-
ветствующих различным температурам и напряжениям последова-
тельно для разных моментов времени.
Приняв справедливость гипотезы течения для описания ползу-
чести при переменных температурах, кривые релаксации при пере-
менных температурах могут быть вычислены численным интегри-
рованием уравнений (27) по значениям скоростей ползучести, отве-
130
чающим определенным моментам времени и найденным из соответ-
ствующих кривых ползучести.
Применение гипотезы упрочнения для описания процессов
ползучести при переменных температурах иллюстрируется схемой
рис. 69, а, согласно которой скорость ползучести при скачкообраз-
ном изменении температуры соответствует скорости, отвечающей
величине накопленной ранее деформации ползучести.
Кривые релаксации при циклически меняющейся температуре
по гипотезе упрочнения рассчитывают последовательно, цикл за
Рис. 69. Схемы построения кривых ползучести при переменных температу-
рах:
а — по теории упрочнения; б — старения; в — иа основе принципа относи-
тельных деформаций
циклом, вводя в уравнение релаксации соответствующие значения
скорости ползучести.
Графические методы определения кривых релаксации при пере-
менных температурах, однако, приемлемы лишь при медленном из-
менении температуры (случай второй, см. с. 128).
При быстрых циклических изменениях температуры (случай
первый, см. с. 128) для расчета кривых релаксации целесообразно
использовать кривые ползучести, аппроксимированные соответ-
ствующими аналитическими выражениями.
В качестве примера рассмотрим уравнения релаксации для
условий циклически изменяющейся температуры, когда семейство
кривых ползучести задано формулой
Q (р)
сп = Л(а)е кт г« (195)
Дифференцируя уравнение (195) по времени т, получим
Q (р)
еп = аЛ(о)е kT т“-1. (196)
Примем периодичность изменения температуры
T(t) = T(t + it4), (197)
где тц — период цикла; i — число циклов, меняющееся от 0 до
No- 1.
5*
131
Выражение для расчета релаксации напряжений может быть
найдено из уравнения
A (at) e~Q ^/kT (т)т“ =
Еэ
(198)
Численное интегрирование уравнения (188) при условиях (196)
и (197) дает систему уравнений для последовательного расчета
оставшихся напряжений по гипотезе течения:
АТ-(Т) [т + (i — 1)тц]“_1 dr,
а<')=оГ1)-£эаЛ(о<£-’))|
о
(199)
где i меняется от 1 до No.
Выражения для релаксации напряжений по гипотезе упрочне-
ния могут быть получены следующим образом. Исключая из урав-
нения (195) время
Q (О) 1/а
е ЬТ
Л (а)
и подставляя его в выражение (196), получим
Q(g) Ц/а
АТ (г)
(200)
еп = «еп «
Решение уравнения (201) имеет вид
(201)
еп = А (о) i“
-О
'« Q (О)
е akT (т) dr .
(202)
Подставив формулу (202) в (188), получим систему уравнений
релаксации напряжений при циклически меняющейся темпера-
туре:
<#> = оГ1’
(203)
аАТ (т)
где i — меняется от 1 до 7V0.
Решение задачи релаксации напряжений при циклически ме-
няющихся температурах значительно облегчается в случае, когда
семейство кривых ползучести может быть представлено в виде
функции 0-параметра, в свою очередь зависящего от температуры
и времени:
еп = еп (0, о);
6 = 0 (Т, т).
132
(204)
(205)
Для переменного температурного режима Т = Т (т) значение
0-параметра может быть найдено из выражения
6{Т (т), т] = f (206)
о
Приравняв значение 0 [Т (т), т] значению 0 для того же вре-
мени, но при некоторой постоянной температуре Тэ, получим вы-
ражение
тц
I а°|7^),Х| dx = 0 [Тэ, тц], (207)
о
из которого может быть найдено значение Тэ.
Использование 0-параметра для расчета кривых релаксации
при циклически изменяющейся температуре состоит в том, что
в выражение (188) вместо еп э подставляются выражение для ско-
рости ползучести при Тэ и значение модуля упругости также при Тэ
Этот метод был разработан Дорном, предложившим следующее
выражение для ©-параметра:
0 = хе кт , (208)
где U0 —энергия активации; R — газовая постоянная.
Из выражений (207) и (208) могут быть вычислены значения Тэ
для прямоугольного, синусоидального и треугольного законов
изменения температуры [17].
Прямоугольный цикл:
у _ ______________Uq/R_____
э- In------7--------------
/ vfl
т<ехр \~Ё7\
То Uо
2 7
где Tj — время при Тт; т2 — время при Т2.
Синусоидальный цикл (для \Т1Т 1):
т _______________!____________
1 R у 2__________!_ (2п\ ип ’
J (2п)! 22" U /
п
где X = (70 kT/RTo (То — средняя температура цикла).
Треугольный цикл:
А_______
1 *
k
Т =
1 э
In
z
где А = — (Uo/R)- В = ТХ — Tz\ k = А/Т» I = A/Tz.
133
Величина UJR может быть определена по двум кривым ползу-
чести, полученным для двух значений температуры 7\ и Т2 при
о = const. Действительно, из уравнения (208) для en = const
имеем
и0 _ In (t2/Tt)
R ~ ’
(209)
Однако правомочность описания кривых ползучести на неуста-
новившейся стадии с помощью 0-параметра из выражения (208)
не всегда является корректной, что снижает точность использова-
ния для расчетов релаксации
Рис. 70. Кривые релаксации напря-
жений в сварной пластине из стали
СтЗсп во время отпуска
величины еп при Тэ, найденных из
приведенных выше формул.
В настоящее время не пред-
ставляется возможным оценить
точность определения характе-
ристик сопротивления релаксации
напряжений при переменных тем-
пературах с помощью рассмотрен-
ных выше аналитических мето-
дов, поскольку необходимые для
таких оценок экспериментальные
данные практически отсутствуют.
Наблюдающееся в экспериментах
ускорение процессов релаксации
напряжений при переменных тем-
пературах может быть объяснено на основе более подробных
исследований структурной стабильности и обратного упругого
последействия материалов при циклически меняющихся темпе-
ратурах.
Помимо рассмотренных выше методов расчетного определения
релаксированных напряжений с помощью различных технических
теорий ползучести (с использованием семейства кривых ползуче-
сти при о = const), в последние годы В. А. Винокуровым [33] был
предложен расчетный метод, использующий в качестве первичных
характеристик свойств металла семейства кривых простой релакса-
ции (рис. 70). В этом методе, рекомендуемом автором для использо-
вания при переменных температурах процесса, предполагается,
что при определенном законе изменения температуры во времени
между скоростью изменения интенсивности напряжений во вре-
мени <т(-, текущим значением интенсивности напряжений о,- и вре-
менем т существует постоянная зависимость
Ф (о(-, о;, т) = 0.
(2Ю)
Дифференцируя условие постоянства деформаций
еу ф- е„ = д/Е -ф- е„ == const
134
с учетом того, что модуль упругости зависит от времени (через
изменение температуры), имеем
1 da . о dE
Е d~c ‘ Е2 dt ’
(211)
Ввиду затруднений с математическим описанием семейства
кривых простой релаксации расчетный метод В. А. Винокуровым
построен как численный, при котором весь период релаксации
разбивается на ряд отрезков времени Дт. В связи с тем, что кривые
простой релаксации не позволяют определять скорость изменения
напряжений при уровнях, которые выше отвечающих кривой при
<тс - - сгт, вводится допущение о существовании при слабо изменяю-
щихся полных деформациях так называемой предельной кривой
релаксации. Таким образом, принимается, что при медленно изме-
няющихся во времени температурах интенсивность напряжений
не может превышать значений предельных напряжений сг11р вслед-
ствие значительного возрастания скорости ползучести при увели-
чении напряжений в теле выше <тпр.
4. ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ
В УСЛОВИЯХ РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
В условиях релаксации напряжений возможно разрушение:
а) при одноосном и особенно сложнонапряженном состоянии у ма-
лопластичных материалов; б) при многократных знакопостоянных
подгружениях (подтягах) [70; 861; в) при циклических испытаниях
на релаксацию — ползучесть; г) при увеличении напряжений в де-
тали за счет структурных изменений, вызывающих уменьшение
объема [14]; д) при многократном упругом и упруго-пластическом
знакопеременном деформировании в условиях, сопровождающихся
релаксацией напряжений [77; 87—89].
Условия хрупкого разрушения при релаксации напряжений
были установлены Л. М. Качановым [90]. Использовалась зави-
симость между сплошностью ф и действующим напряжением в виде
4v)"'- <2,2>
где А и п0 — константы при постоянных температуре испытания
и структуре материала. При отсутствии в материале повреждений
в начальный момент т = 0, ф = 1, а при разрушении ф = 0. Интег-
рируя выражение (212), получим
1 _ Ц)П.+1 = А (п0 4- 1) J о"» (т) dr. (213)
о
Подставляя вместо о его значение из уравнения (48), выведен-
ного согласно теории течения, получим выражение, связывающее
135
характеристики ползучести со временем хрупкого разрушения при
релаксации (тр) жестко закрепленного образца:
Тр п°
-----+ OEog’-’Q^T)] i-m dr. (214)
(«о + 9 A°o° 0J
Ввиду того, что при большом т функция Qj —это линейная
функция времени, подынтегральное выражение убывает как
«о
т т~1. Если п0^т—1, то существует конечное время разруше-
ния тр; в противном случае корень тр может не существовать. Тогда
о наличии или отсутствии корня можно судить, вычисляя интег-
рал в правой части уравнения (214) при различных значениях верх-
него предела.
Хрупкое разрушение в условиях релаксации возможно в слу-
чае малой деформационной способности материала при ползуче-
сти. Действительно, если материал с увеличением времени испы-
тания на ползучесть снижает величину длительной пластичности
до 0,2—0,4%, то при уменьшении начальной упругой деформации
в процессе испытания на релаксацию на указанную величину
можно ожидать разрушения детали. Вместе с тем, как было пока-
зано в опытах А. В. Станюковича с образцами, имеющими спираль-
ные надрезы, концентраторы напряжений снижают величину дли-
тельной пластичности, вследствие чего в деталях с концентрато-
рами, работающих в условиях релаксации напряжений (шпильки,
болты и т. д.) и изготовленных из малопластичных материалов,
хрупкие разрушения встречаются сравнительно часто.
Хрупкие разрушения в условиях релаксации напряжений де-
талей из малопластичных материалов встречаются также и при
других видах сложного напряженного состояния, например при
изгибе широких пластин.
Условия возникновения хрупких разрушений при релаксации
можно проиллюстрировать с помощью графического метода по-
строения кривых релаксации по теории старения. Для материалов,
снижающих длительную пластичность при увеличении базы испы-
таний, кривые деформирования имеют вид, представленный на
рис. 71. Проводя вертикальные разрезы диаграммы, видим, что
при начальных напряжениях 04 и о2 разрушения возможны через
25 000 и 120 000 ч соответственно.
Подобное разрушение в условиях релаксации при однократном
нагружении было обнаружено при 600° С и о0 = 60 кгс/мм2 у стали
37Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481), термически обработанной по режиму:
закалка с 1140° С, охлаждение в воде, отпуск при 670° С, 16 ч +
+ 720° С, 12 ч. В момент разрушения (через 12 ч) от = 48 кгс/мм2
(рис. 72).
Одним из примеров разрушения в условиях релаксации напря-
жений малопластичных материалов является образование трещин
во время отпуска сварных соединений из низколегированных жаро-
136
прочных сталей. Такие трещины обнаруживаются, как правило,
в околошовной зоне, начинаясь от концентраторов напряжений
на поверхности (подрезов, непроваров, усиления шва). Исследо-
вания, проведенные на образцах с концентраторами из сталей
15Х1М1Ф и Х2М, обработанных по термическому циклу сварки
[911, показали, что в условиях испытаний при начальных (номи-
нальных) напряжениях о0 = О,8о012 минимальное время до раз-
рушения наблюдается при 650° Сив зависимости от режима охла-
ждения после сварочного нагрева составляет 2—12 мин. С пони-
жением температуры испытаний до 500° С и повышением до 700° С
время до разрушения заметно возрастает. Установленная зависи-
Рис. 71. Кривые деформирования малопла-
стичного материала за время, ч:
1 — 0; 2 — 10; 3—100; 4 — 1000; 5 — 5000;
6— 10 000; 7 — 50 000; 3— 100 000
Рис. 72. Кривые релаксации стали
37Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481) в малопла-
стичном состоянии при о = 60 кгс/мм2:
1 — первое нагружение; 2 — второе
нагружение
мость хрупкой прочности металла околошовной зоны от темпера-
туры находит объяснение при анализе температурных зависимо-
стей деформационной способности испытанных материалов, обра-
ботанных по термическому циклу сварки: минимум пластичности
наблюдается при 650° С как для гладких образцов, так и для об-
разцов со спиральным надрезом.
Условие хрупкого разрушения может быть описано на основе
прочностных критериев и принципа аддитивности повреждений.
Если принять справедливым соотношение
(215)
где о меняется согласно кривой релаксации, то разрушение воз-
можно тогда, когда эквивалентное напряжение сгэ становится рав-
ным пределу длительной прочности од.пт за эт0 же время. Здесь
п — наклон кривых длительной прочности.
137
Подробнее зависимость (215) будет рассмотрена ниже
В качестве примеров хрупких разрушений при релаксации
в условиях однократного нагружения можно привести разруше-
ние по резьбе шпилек из стали 25Х1МФА (рис. 73) после 12 000 ч
эксплуатации при 480—500° С, плоских пружин (плосконапряжен-
ное состояние ог = 2о2) из закаленной стали 30X13 при 420° С,
деталей из наклепанной стали 12Х18Н10Т и т. д.
При повторных нагружениях в условиях релаксации могут
разрушаться не только хрупкие (см. рис. 72, 550° С), но и сравни-
тельно пластичные материалы.
Результаты экспериментов по определению долговечности раз-
личных сталей и сплавов в условиях повторной релаксации приве-
Рис. 73. Разрушение шпильки из стали
25Х2МФА после 12 000 ч эксплуата-
ции при 480—600° С
дены в табл. 21. Как видно из
табл. 21, увеличение времени меж-
ду подтягами повышает долговеч-
ность материала, но уменьшает
число подтягов N, вызывающих
разрушение в условиях релакса-
ции.
. Опасность разрушения в ус-
ловиях релаксации напряжений
при повторных подтягах становит-
ся особенно реальной при нали-
чии в детали концентраторов на-
пряжений (деформаций), резко
снижающих деформационную спо-
собность материала [92].
Условия циклического нагру-
жения, способные вызвать раз-
рушения болтовых соединений, могут возникнуть не только при
повторных подтягах, но и при циклических нагревах фланцев, из-
готовленных из материалов с коэффициентами линейного расшире-
ния, меньшими, чем у болтов (шпилек). Как уже отмечалось в п. 1,
в условиях концентрации напряжений процессы релаксации могут
при повторных подтягах существенно ускоряться, если при раз-
грузке в зоне максимальной концентрации возникают пластиче-
ские деформации противоположного знака. Для расчета долговеч-
ности в условиях циклической релаксации деталей с концентрато-
рами также могут использоваться деформационные критерии, при
этом деформации и напряжения во время цикла могут оцениваться
на основе: а) формулы Нейбера: аеаа = «н, где ае — коэффициент
концентрации деформаций, аа — коэффициент концентрации на-
пряжений, ан — упругий нейберовский коэффициент концентра-
ции; б) принципа Мазинга: кривая повторного знакопеременного
нагружения совпадает с соответствующей кривой при первом на-
гружении, но построенной в осях с удвоенным масштабом и обрат_
ным направлением; в) с учетом эффекта Баушингера при ползу_
138
Таблица 21
Результаты испытаний на длительную прочность
в условиях релаксации напряжений
Материал Темпера- тура, °C <70. кгс/ммг Среднее время между подтягами, ч Время ДО разру- шения, ч Эквивалентное на- пряжение процесса аэ, кгс/мм2
по сумме относи- тельных долговеч- ностей по пре- дельной деформа- ции
25Х2М1Ф (ЭИ723) 580 50 24 371 37,5 38,5
138] 24 408 35,5 36,2
24 416 33,8 34,7
216 1080 27,8 29,2
216 1305 27,3 28,8
40 96 862 26,7 27,5
96 969 28,8 29,3
96 1054 27,1 27,8
96 1092 28,9 29,4
96 1156 26 26,8
96 1255 27,2 28
96 1482 27,2 27,9
1000 2368 22,7 23,9
1000 2528 22,0 23,2
20ХЗМВФ (ЭИ415) 550 35 1 (173) * 496 34,2 —
153] 2(13) * — — —
4 (74) * — — —
1 707 33,7 —
40 1 96 37,6 —
45 0,1 12,5 41,7 .—.
1 41 39,8 —
10 120 35,2 —
100 1066 33,6 —
200 1145 33,6 —
650 20 11,5 (56) * 10 (7) * 168 17,1 —
24 1157 12,6 —
ХН80ТБЮА 650 42 100 3149 34,6
(ЭИ607А) 45 1 337 42,5 —
[53] 10 750 37 —
100 2093 34,9 —
48 1 181 45,5 —
10 640 38,9 —
100 896 43,8 —
500 7103 27,8
* В скобках указано число циклов.
139
*1ёсти: ускорение ползучести под действием пластической деформа-
ции противоположного знака [93].
Одним из основных требований, предъявляемых к материалу
крепежных деталей энергоустановок, работающих в условиях мно-
гократных подтягов, является их высокая деформационная спо-
собность.
Расчетные методы оценки долговечности при релаксации с по-
вторными подтягами основаны на использовании двух гипотез:
линейного суммирования повреждений (силовой критерий — С. К.)
и линейного суммирования относительных деформаций (деформа-
ционный критерий — Д. К.).
Гипотеза линейного суммирования повреждений состоит в пред-
положении равенства единице суммы относительных повреждений:
р
С. К. = f —— = 1 или
J Тф
о
1,
(216)
где т,- — время работы материала при напряжении oz и темпера-
туре 7\; тр и тр/ — время до разрушения при о, Т и <т/( 7\- соответ-
ственно; тр — время до разрушения при переменных напряжениях
и температурах.
Из определения видно, что уравнения (216) можно использовать
при постоянной и переменной температурах испытаний. Гипотеза
линейного суммирования повреждений проверялась рядом авто-
ров при ступенчато изменяющихся нагрузках [19, 82], в резуль-
тате чего была установлена возможность ее практического исполь-
зования при расчете долговечности материалов при температурах,
не вызывающих изменения структуры материала.
Гипотеза линейного суммирования деформаций состоит в пред-
положении, что разрушение в условиях переменных напряжений
происходит тогда, когда накопленная деформация ползучести до-
стигает предельного значения для данного времени до разрушения
вне зависимости от пути накопления деформации, а именно:
Ер п
Д.к.= ( — = 1 ИЛИ У1. (217)
J Еп.р АшЛ еп.р i
О i=l
Деформационная способность материалов в условиях ползу-
чести еп р, как известно, зависит от времени (напряжения) и темпе-
ратуры. Поэтому использование формул (217) для материалов,
у которых еп р сильно меняется при изменении напряжения и темпе-
ратуры, представляет известные трудности: надо знать закон изме-
нения еп р(о, t) и определять деформационную способность, экви-
валентную реальным условиям изменения о и i. В тех случаях,
когда еп-р меняется слабо, использование критерия (217) для опре-
деления условий разрушения в процессе релаксации при повторном
140
нагружении имеет преимущества перед использованием критерия
(216) в силу своей простоты: нужно рассчитать лишь сумму
и сравнить ее с величиной епр.
Различие между условиями разрушения, оцененными по фор-
мулам (216) и (217), иллюстрируется схемой ползучести при по-
стоянных температуре и напря-
жении, изображенной на рис. 74:
прямая под углом 45° соответст-
вует отсутствию различий в оцен-
ках по (216) и (217); кривая 1 ха-
рактерна для малоуглеродистых
перлитных сталей, кривая 2 — для
сплавов на никелевой основе,
3 — для малопластичных аусте-
Рис. 75. Кривые ползучести
сплава ХН70ВМЮТ (ЭИ765)
при 700° С:
/ — испытание на повторную
релаксацию при о0 = 70 кгс/мм2
и тц = 30 мин и 20 ч (Тр — 97 ч) •
2 — испытание на ползучесть
при а = 50 кгс/мм2 (Тр = 100 ч)
Рис. 74. Повреждение жаро-
прочных сплавов при ста-
тическом нагружении
нитных сталей ХН35ВТ (ЭИ612), ХН35ВТЮ (ЭИ787),
37Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481). Эти кривые показывают, насколько
существенно скорость накопления повреждений в соответствии с
деформационным критерием может отличаться от постоянной во
времени.
Как видно из данных, представленных в табл. 22, эксперимен-
тальные значения долговечности близки к рассчитанным на основе
обоих критериев (216) и (217). Кривые ползучести сплава
ХН70ВМЮТ (ЭИ765) на рис. 75 иллюстрируют идентичность экс-
периментальных и рассчитанных по (217) значений долговечности.
Однако в связи с большим разбросом характеристик длительной
пластичности возможны расхождения между фактическим числом
циклов до разрушения и рассчитанным по формуле (217). Эти рас-
хождения могут достигать двукратных значений, что допустимо
для практических оценок.
141
Таблица 22
Длительная прочность жаропрочных сплавов
в условиях циклических испытаний на релаксацию
Материал Темпера- тура, °C кгс/мм2 i % N -9КСП тр д. К- С. К.
ХН70ВМЮТ 700 70 4,83 34 98 1,07 0,864
(ЭИ765) 72 3,33 25 96,5 0,70 —
ЭИ698 750 55 10,85 79 85 0,99 —
ХН35ВМТ(ЭИ692) 750 20 7,30 26 600 0,45 —
25 8,70 16 382 0,55 —
20ХЗМВФ 550 35 2,00 649 707 1,50 1,00
(ЭИ415) 35 2,10 260 496 1,20 0,72
40 1,90 96 96 1,10 0,77
40 3,70 124 12,5 2,20 0,12
45 2,20 41 41 1,30 0,27
45 1,20 12 120 0,70 0,80
45 1,40 12 1066 2,00 —
45 0,70 6 1145 1,00 0,46
37Х12Н8Г8МФБ 550 60 0,07 2 43 1,00 —
(ЭИ481) 600 60 0,08 1 13 1,00 —
ХН80ТБЮА 650 42 2,60 34 3149 0,75 —
(ЭИ607А) 45 7,10 339 337 1,10 1,00
45 5,00 76 750 1,10 0,83
45 1,50 21 2093 0,43 1,22
48 3,20 182 181 0,50 1,00
48 4,30 66 640 0,95 1,00
48 0,80 11 896 0,18 0,69
48 2,90 15 7103 0,83 —
В случае применения гипотезы линейного суммирования по-
вреждений для оценки долговечности при релаксации с повтор-
ными подтягами обычно определяют эквивалентные напряжения —
напряжения, приводящие к разрушению за время, соответствую-
щее условиям работы при переменных напряжениях: оэ = <тДфПТ.
Если принять предположения о степенной и экспоненциальной
зависимостях времени до разрушения
тр = 4о-«; (218)
тр = В1С~"% (219)
то в случае известного закона изменения сопротивления релакса-
ции от цикла к циклу имеем
Оэ
1/п
(220)
142
1 1 р
о= = — In-------f ето (т) dr.
3 т тр J
о
(221)
Эквивалентное напряжение всего процесса оэ. сум соответственно
может быть найдено из значений оэ каждого цикла. Так, для сте-
пенного закона длительной прочности
-1/п
^э. сум
T
~k
(222)
at
Подставим вместо значений т и dx в уравнениях, составленных
на основе гипотезы линейного суммирования повреждений:
г dx _____ х
J А1О~п ~ AlO-n
(223)
г dx _______ х
J Bie-mo ~
(224)
выражения (32а) и (33а) и формулы, полученные после их дифферен-
цирования, которые отвечают предположению о независимости
скорости ползучести при о = const от времени [см. (29) и (30)1.
Отсюда получим следующие выражения для эквивалентного на-
пряжения цикла:
п п,,—1 п п-—1
Пс — 1 — Рр°Т
П—«с+1 „"г'.Л-1
с0 ат
(225)
(Тэ = + —°—X—-----—In
э т 1 2 т
Sh fe((To~(T't)
k — tn _____________________________2_________________
k Eh (fe — m) (Пр — <tt)
Если принять гипотезу линейного суммирования относитель-
ных деформаций, то можно также рассчитать эквивалентное на-
пряжение цикла — напряжение, вызывающее во время испытаний
накопление деформации ползучести, равной деформации, получен-
ной при переменных напряжениях. Определение эквивалентного
напряжения, согласно гипотезе линейного суммирования относи-
тельных деформаций, основывается на выражении для средней
скорости ползучести:
еп = еп/т = (а0 — ох)/Ех. (226)
143
Приняв зависимость еп от напряжения в виде выражений (29) и
(30), получим соответственно
(оо — ох)/Ех = Вап3с' (227)
(о0 - от)/Ет = (228)
Подставив вместо т выражения (32а) и (33а), найдем следующие
зависимости эквивалентного напряжения от oc,ot и наклона кри-
вых ползучести:
„ „ Iе[ (лс-1)(п0/ат-1)
°э = От1/ ----------Г=1— :
Г 1 - (от/<т0) е
____ _J_1n t °Г'Г^ 1
э ~ k 1 | е~кСХ_е~кСй ]’
Для зависимости еп от о вида (31) имеем
, . . (<т0 — щ) т,
sh (вд) - щ (т1(тп/2)~ •
g th (m^/S)
При не слишком малом значении тгах вместо выражения (231)
получим
сэ =. от + ^7^ + [ 1g {«1 (По - оД} —
— lg f 2 sh т' 1 . (232)
(229)
(230)
(231)
На основе оценки результатов многих расчетов по формулам
(229) и (231) Е. А. Хейном была предложена приближенная фор-
мула
< тэ = + 0,33 (о0 - ат). (233)
В работе [38] сопоставлялись расчетные эквивалентные на-
пряжения (см. табл. 21) с фактической длительной прочностью
материала той же плавки. Деформация при разрушении состав-
ляла 1,6—3,1%, что свидетельствует о том, что область неравно-
мерной деформации перед разрушением сравнительно мала и ис-
пользование средней скорости ползучести не вносит большой
ошибки.
По результатам испытаний были определены эквивалентные
напряжения каждого релаксационного цикла и всего процесса до
разрушения (см. табл. 21). Сопоставление значений эквивалент-
ного напряжения, рассчитанных согласно гипотезе линейного сум-
мирования относительных деформаций (оэ2) и гипотезе линейного
суммирования повреждений (сгэ1), показывает (рис. 76), что оэ2>
> оэ1, однако эта разница сравнительно невелика. Следует также
отметить, что момент разрушения в циклических испытаниях часто
не совпадает с моментом приложения максимального напряже-
144
ния или напряжения, соответствующего длительной прочности за
данное время 122; 53; 70; 93]. Удлинение же при разрушении, как
правило, близко к удлинению при разрушении в условиях по-
стоянного напряжения, соответствующего тому же времени.
Формулы типа (229) и (230) могут быть использованы также
для определения оэ в циклических испытаниях на релаксацию —
ползучесть. В качестве примера в табл. 23 приведены результаты
таких испытаний. Из табл. 23 видно, что использование гипотезы
линейного суммирования повреждений для оценки долговечности
в условиях релаксации — ползучести оправдывается с достаточ-
ной степенью точности (£т/гР1- = 0,7-=1,2). Однако анализ зна-
Рис. 76. Сопоставление расчетных эк-
вивалентных напряжений с длительной
прочностью:
а — критерий суммы относительных
долговечностей;
б — критерий предельной деформации;
прямые линии — длительная проч-
ность; точки — расчетные эквивалент-
ные напряжения
Рис. 77. Изменение суммарной
начальной деформации аусте-
нитного сплава ХН35ВМТ в про-
цессе циклической релаксации
напряжений при 750° С:
1 — а0= 20 кгс/мм2; 2 — а0 =
= 25 кгс/мм2
чений т,-/тР1- показывает, что преимущественное исчерпание долго-
вечности в этих опытах происходило за счет ползучести.
О кинетике накопления пластической деформации в процессе
циклической релаксации напряжений можно судить по кривым
изменения суммарной начальной деформации циклов еп во времени.
Как видно из рис. 77, такие кривые аналогичны первичным кри-
вым ползучести. На кривых еп — т нетрудно разграничить периоды
равномерной и возрастающей скорости деформации (точка Л).
Исследования показали, что точка перегиба А кривых еп — т по
времени соответствует началу релаксационного разупрочнения,
определяемого уменьшением величины конечных напряжений
циклов ок.
Особым случаем разрушения в процессе релаксации является
разрушение в условиях изменений структуры материала, сопро-
вождающихся объемными изменениями. Так, в работе Б. М. Рах-
мана и С. И. Мариныча [14] описаны случаи разрушения металлов
в условиях релаксации при однократном нагружении в условиях
развивающихся структурных изменений. Образцы из стали
10Х11Н20ТЗР, термически обработанные по стандартному ре-
145
Таблица 23
Результаты испытаний на циклическую ползучесть — релаксацию
(по данным Л. Я. Либермана и Н. В. Волковой)
Сталь Темпера- тура, °C Номер цикла Процесс т, ч аэ- кгс/мм* Повреж- дение Т«7ТР/
ХН35ВТ 650 1 Ползучесть 853 22,5 0,405
(ЭИ612) 2 Релаксация 1500 0,0485
3 » 864 0,054
4 Ползучесть 70 0,179
5 Релаксация 118 0,0121
6 » 51 0,0086
Разрушение 3456 0,7082
20ХЗМВФ 550 1 Релаксация 2217 28,4 0,0002
(ЭИ415) 2 » 1344 0,0005
3 502 0,0005
4 Ползучесть 186 1,16
5 Релаксация 1781 0,0052
6 » 532 0,0026
7 Ползучесть 130 0,0276
Разрушение 6692 1,196
жиму, состоящему из закалки от 1170° С и старения при 750° С,
15 я, нагружали до различных начальных напряжений: 30, 40 и
45 кгс/мм2. В процессе испытаний при 600° С уменьшался объем
стали из-за выпадения интерметаллидной (дисперсной) фазы, что
приводило к увеличению напряжений. В этом случае кривые на-
пряжение — время принимают вид, показанный на рис. 78 (отри-
цательная релаксация, или аккумуляция напряжений, — см.
с. 229). Если при этом значение ot достигнет уровня длительной
прочности (см. рис. 78), можно ожидать разрушения образцов
(детали), что и происходит в действительности.
Для оценки долговечности деталей, работающих в подобных
условиях, также могут быть использованы критерии С. К. (216) и
д. к. (217).
Разрушения в условиях циклической релаксации при знако-
переменном нагружении наблюдаются при постоянных и перемен-
ных температурах, с релаксацией в одном и обоих полуциклах,
при наличии и в отсутствие мгновенных пластических деформаций
в цикле.
К разрушениям в условиях многократно повторяющихся цик-
лов релаксации напряжений можно отнести и разрушения от низ-
кочастотной малоцикловой усталости при высоких температурах
в условиях жесткого нагружения (заданной амплитуды деформа-
ции) с амплитудами деформации, соответствующими знакоперемен-
ным напряжениям, меньшим предела упругости. В этих условиях
в каждом цикле происходит релаксация напряжений, уменьшаю-
146
щая величину расчетных упругих напряжений, в результате чего
цикл по напряжению в таких испытаниях отличается от синусо-
идального. Это отличие может быть довольно существенным во
время испытаний при высоких температурах с периодами цикла, со-
ставляющими несколько минут и более.
Для оценки долговечности в условиях знакопеременной цикли-
ческой релаксации может быть использован деформационный кри-
терий [19] вида
£(Депг)« = С, (234)
i=i
где Де,ц — диапазон изменения деформации ползучести за цикл;
N — число циклов до разрушения; п и С — константы.
Рис. 78. Кривые релаксации
напряжений и длительной проч-
ности: светлые кружки — дли-
тельная прочность; темные —
несрелаксироваииые напряже-
ния
Изменение величины ДеП(- определяется характером цикличе-
ской нестабильности сплава в условиях ползучести (релаксации)
при температуре испытания.
Для циклически стабильных материалов в испытаниях с задан-
ной амплитудой деформации, меняющейся по прямоугольному за-
кону величина
ДЕп; = ДЕп1 = Ео—= (235)
может быть рассчитана в соответствии с той или иной технической
теорией ползучести. Применительно к испытаниям с малым перио-
дом цикла величина До мала и деформацию ДеП(- можно рассчитать
при о (т) = е0 (т) Е.
Если релаксация напряжений наблюдается только в одном по-
луцикле, как это, например, имеет место в опытах на термическую
усталость с выдержкой при /тах [77; 87; 88], то для условий,
когда До < оу1 + од2, долговечность может быть рассчитана по
формулам, основанным на гипотезах линейного суммирования по-
вреждений (216) или относительных деформаций (217). На рис. 79
в качестве примера сопоставляются экспериментальные и рассчи-
танные по (216) значения чисел циклов до разрушения нескольких
сплавов на никелевой основе.
Для оценки долговечности в условиях сочетания циклической
релаксации и циклической пластической деформации в зависимо-
му
сти от вида цикла могут применяться различные критерии разру-
шения. В табл. 24 приведены деформационные критерии, основан-
ные на линейном суммировании повреждений разного типа (от
циклической знакопеременной пластической деформации Депл и
ползучести Деп, от односторонне накопленной пластической де-
формации е и деформации ползучести еп) и учете взаимного их влия-
ния. Так, для цикла типа 5 учитывается влияние циклической пла-
стической деформации на деформационную способность при ползу-
чести еп. р: еп „ = f ( Se‘ Y Вид этой функции был установлен
\ fcp /
в опытах на ползучесть сплава ЭИ765 с периодическими мгновен-
^зксп
Рис. 79. Зависимость между рассчитанным
по формуле (216) и экспериментальным чис-
лом циклов 7V до разрушения в испытаниях
и а термическую усталость по режиму: 900—
500° С с выдержкой при 900° С 2 мин (по
данным Л. П. Никитиной)
Рис. 80. Взаимное влияние поврежде-
ний от накопленной деформации пол-
зучести и накопленной пластической
деформации при циклических испыта-
ниях пяти жаропрочных сплавов иа
релаксацию
ными перегрузками [93]. На релаксацию по схеме 5 испытывались
сплавы различных классов (табл. 25). Оценивалось повреждение
от циклической релаксации /74 == 2еП(/еп-р и циклической пла-
стической деформации 773 = £е,-/ер.
Как видно из рис. 80, экспериментальные точки, полученные
в условиях разрушения от циклической релаксации, в этом слу-
чае для целого ряда материалов находятся в удовлетворительном
соответствии с предсказанными расчетом, группируясь около
кривой 2, построенной с учетом влияния пластической деформации
на деформационную способность еп р (прямая 1 этого влияния не
учитывает).
Наблюдается тенденция к уменьшению суммарного поврежде-
ния, рассчитанного по формуле, приведенной в табл. 24 для цикла
типа 5, с увеличением времени до разрушения.
Помимо деформационных критериев, широкое распростране-
ние для оценки условий разрушения от низкочастотной усталости,
148
Таблица 24
Критерии разрушения при различных программах деформирования
в условиях циклической релаксации
в том числе и сопровождающейся релаксацией напряжений в каж-
дом цикле, получили критерии типа
тц
+ = (236)
о
Наблюдалось удовлетворительное соответствие эксперименталь-
ных и рассчитанных по (236) значений долговечности, однако
иногда были и заметные расхождения. Например, нанесенные на
рис. 81 в координатах -----У* экспериментальные точки для
О' 0 Тр£
трех сплавов располагаются на значительном удалении от прямой,
характеризующей соответствие экспериментальных значений дол-
говечности, рассчитанных по формуле (236). Подобные расхожде-
149
ния наблюдаются, когда второе слагаемое формульГ(236) близко
к нулю (о < <ту) [96]. Дело в том, что вид первого 'слагаемого
был предложен для условий знакопостоянного нагружения и,
строго говоря, оно может использоваться лишь в случаях, когда
характер разрушения при низкочастотном нагружении такой же,
как и наблюдаемый при статическом знакопостоянном нагружении.
На зависимость от релаксации при сжатии накопления повреж-
дений в процессе циклического нагружения имеются две точки
зрения. Согласно первой, основанной на результатах опытов
с высокопластичными материалами
(сталью 304 и сплавом инколой 800)
[74; 75], сжимающие напряжения
не приводят к повреждениям. Опыты
в работе [74] проводились по
четырем схемам деформирования
(рис. 82, а). Установлено, что число
циклов до разрушения образцов,
испытанных с выдержкой при растя-
жении (по схеме IV), значительно
меньше, чем у образцов, испытанных
по схемам /—III (рис. 82, б). Эти
результаты могут быть интерпрети-
рованы способом, который не содер-
жит утверждения об отсутствии по-
вреждений при сжимающей нагрузке;
Рис. 81. Повреждение при совмест-
ном действии циклической ползу-
чести (релаксации) и усталости ста-
лей:
/ — аустенитной типа X20H45; 2 — такое утверждение не выдерживает
AISI 304; 3 — иелегированной крИТИКИ С ПОЗИЦИЙ МеХЭНИЗМа Дв-
С Oj I л /q Ц/ _ и
формации.
При стабилизации условий деформирования значения поврежде-
ний, вызванных различными факторами, имеют вид
N Де*
пл =
enN
®п. р
п _
— Г
Ь2
Для схемы / повреждение Z7 = Пг, так как 772 = Z74 = 0;
для схемы 11П = Пг -ф- 772; для схем III и IV П = Пх ф- 77 2 ф-
ф- 774. Полагая п = 2, С2 = e„. р, е+ р < р и приняв за усло-
вие разрушения П = 1, получим, что Пр для схемы IV минимально,
так как П2 <С П4. Сравнительно малое отличие долговечности для
испытаний по схемам 7 и 77 объясняется тем, что при Депл ^>Аеп
П2« Дг
Согласно второй точке зрения, для малопластичных материа-
лов ползучесть (релаксация) при сжатии существенно влияет на
накопление повреждений: долговечность при растяжении заметно
уменьшается в условиях, когда растяжению предшествует вы-
держка при сжимающей нагрузке. Об этом свидетельствуют ре-
зультаты опытов на термическую усталость с выдержками при 7тах
(релаксация при сжатии) [77; 87; 881 и опытов на циклическую
ползучесть при знакопеременном нагружении [95].
150
Таблица 25
Длительная прочность жаропрочных сплавов в условиях
релаксации напряжений и циклических пластических деформаций
Температу- ра, °C <Т0, кгс/мм! % 8р. % S Еп. р V 4 п - 8П- Р П. + П,
ХН70ВМЮТ (ЭИ765)
700 70 20,67 12,15 31,2 1,94 2,18 4,5 Н 15 29,5 35 0,66 0,39 0,42 0,48 1,08 0,87
15Х12ВНМФ (ЭИ802)
500 40 12,9 13,1 1,3 12,5 13 46 0,99 0,104 1,094
12,16 0,49 7 3,5 0,96 0,039 1,00
11,51 0,41 6 3,0 0,88 0,033 0,91
8,98 1,47 15 396,0 0,7 0,12 0,82
550 33 12 17,9 0,55 11 6 3,0 0,67 0,05 0,72
25Х2М1Ф (ЭИ723)
550 55 5,5 14,6 0,25 1,56 3 1,5 0,38 0,16 0,54
5,31 0,59 6 3,0 0,36 0,38 0,74
3,41 0,52 6 21,15 0,23 0,33 0,56
б
а
Рис. 82. Зависимости усталостной
долговечности от величины Ле для
образцов из сплава инколой 800
при скорости осевой деформации
10~3 с“»:
а — схемы циклов по деформациям;
б —экспериментальные кривые: при
температурах 540, 650 и 760° С; 1 —
схема 7, без выдержки; 2 — схема
77, выдержка 10 мин; 3—схема 777,
выдержка 10 мин; 4 — схема 7V,
выдержка 60 мин; 5 — схема IV,
выдержка 300 мин
151
ГЛАВА V
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ
НА РЕЛАКСАЦИОННУЮ СТОЙКОСТЬ СПЛАВОВ
В данной главе рассматривается влияние легирующих элемен-
тов на релаксационную стойкость основных промышленных спла-
вов. К их числу относятся стали перлитного, феррито-мартенсит-
ного и аустенитного классов; сплавы на железохромоникелевой и
никельхромовой основах; цветные металлы и их сплавы; тугоплав-
кие металлы и сплавы.
Наилучшим методом выявления характера влияния отдельных
легирующих элементов на свойства сплавов изучаемой системы
явилось бы установление зависимостей между содержанием дан-
ного элемента в сплаве и релаксационной стойкостью при опреде-
ленных параметрах (о, t, т). Графическое изображение таких за-
висимостей представляет собой частный случай кривых состав —
свойство, введенных в методику металловедческого исследования
Н. С. Курнаковым.
К сожалению, имеющихся экспериментальных данных недоста-
точно, чтобы установить зависимости релаксационной стойкости от
содержания легирующего элемента для большинства промышлен-
ных сплавов. Пока изучено лишь влияние легирования перлитных,
феррито-мартенситных и аустенитных сталей, а также частично
сплавов на основе Fe—Ni—Сг и Ni—Сг. Поэтому данные, касаю-
щиеся перечисленных сталей и сплавов, легче систематизировать
и они излагаются более полно. В отношении сплавов цветных ме-
таллов в большинстве случаев приходится довольствоваться отры-
вочными сведениями, не позволяющими получить полную картину
зависимости их релаксационной стойкости от легирования.
Следует отметить следующее:
1. Характер влияния легирующего элемента на релаксацион-
ную стойкость сплава может быть различен в зависимости от ис-
ходной термической обработки. Влияние изучаемых элементов
рассматривается по возможности после оптимальной для сплавов
данного типа термической обработки, обеспечивающей наиболее
высокую релаксационную стойкость, с учетом и других служебных
характеристик.
2. Характер влияния легирующего элемента на релаксацион-
ную стойкость сплава может быть неодинаков при различных тем-
пературах. В связи с этим возникает вопрос, при каких же темпе-
ратурах следует проводить сопоставление экспериментальных дан-
ных? Вряд ли было бы целесообразно изучать влияние легирова-
ния, например, перлитных сталей при 750—800° С, если известно,
что такая температура заведомо превышает температуры релакса-
ционного разупрочнения и практического применения этих сталей.
152
И наоборот, зависимости легирования тугоплавких сплавов, уста-
новленные при 500—600° С, не представляли бы существенного
интереса. Из этих соображений мы рассматриваем влияние леги-
рования на релаксационную стойкость преимущественно при тем-
пературах возможного практического применения сплавов дан-
ного типа. Обычно эти температуры относятся к среднетемператур-
ной области (0,25—0,50) Т„„.
3. Характер влияния легирующего элемента в сплаве может
быть различен в условиях кратковременной и длительной релак-
сации напряжений. Имеющиеся в литературе данные относятся
к самым разнообразным отрезкам времени — от долей часа до не-
скольких тысяч часов. В основном мы будем ориентироваться на
достаточно длительные сроки, обеспечивающие наступление уста-
новившегося периода релаксации. Во всех иных случаях длитель-
ность испытаний оговаривается особо.
В дальнейшем будут рассмотрены лишь основные закономер-
ности легирования сплавов различных типов в связи с их сопротив-
лением релаксации напряжений. Численные характеристики ре-
лаксационной стойкости типичных сталей и сплавов приводятся
лишь для иллюстрации анализируемых закономерностей легиро-
вания.
1. СТАЛИ ПЕРЛИТНОГО КЛАССА
Релаксационная стойкость сталей перлитного класса может
быть обусловлена: 1) прочностью и термической стабильностью
твердого раствора (феррита), определяемой его легированием;
2) химическим составом, типом, дисперсностью и термической
стабильностью карбидных фаз; 3) взаимодействием вторичных фаз
и твердого раствора, в особенности при повышенных температурах.
Различные исследователи отдают предпочтение либо первому,
либо второму, либо третьему факторам. При этом на протяжении
последних 15 лет наблюдалась определенная эволюция взглядов по
этому вопросу. Если раньше преобладающее значение приписы-
вали состоянию и легированности твердого раствора (феррита), то
в последнее время первенствующая роль отводится упрочняющим
(карбидным) фазам.
По нашему мнению, за релаксационную стойкость перлитной
стали могут быть ответственны все три структурных фактора, при-
чем последний из них, естественно, является следствием первых
двух. Относительное значение каждого из этих факторов опреде-
ляется внешними условиями, в которых протекает процесс релак-
сации: температурой, напряжением и временем. Отсюда следует,
что легировать релаксационно стойкие стали перлитного класса
целесообразно как элементами, упрочняющими твердый раствор,
так и элементами, образующими избыточные (карбидные) фазы.
Прежде чем перейти к рассмотрению закономерностей влияния
легирующих элементов на релаксационную стойкость перлитной
153
стали, необходимо остановиться иа роли углерода, Которая наи-
более четко выявляется в нелегированной стали.
Углеродистые стали. В связи с широким применением в ма-
шиностроении высокоуглеродистой стали (0,7—1,2% С) для пру-
жин различного назначения, работающих при комнатной и уме-
ренно повышенных температурах, а также стали с несколько мень-
шим содержанием углерода (0,4—0,6%) для других деталей, под-
верженных релаксации напряжений, вопрос об оптимальном со-
держании углерода в таких сталях неоднократно обсуждался
в литературе. Но в подавляющем большинстве работ внимание
исследователей привлекали лишь упругие свойства (оу, пт) стали
с различным содержанием углерода. Так, установлено, что с уве-
личением содержания этого элемента растет эффективность упроч-
нения стали за счет мартенситного превращения при закалке, что
позволяет получить высокий предел упругости [97 ].
Данные же о влиянии углерода непосредственно на характери-
стики релаксационных свойств крайне недостаточны. Наиболее
обстоятельно этот вопрос изучен Т. И. Волковой [57; 98]. Иссле-
дованию подвергалась сталь со следующим содержанием углерода:
0,025; 0,17; 0,4; 0,8 и 1,0%. Испытаниями на релаксацию (кольце-
вым методом) уникальной длительности (до 50 000 ч) при началь-
ных напряжениях, равных (0,7—0,8) о02, было установлено посте-
пенное спадание напряжений для всех сталей; однако интенсив-
ность процесса при комнатной температуре очень мала. Так, по
истечении 50 000 ч начальное напряжение уменьшилось всего на
1,5—3%. Несмотря на чрезвычайно малые абсолютные значения
До, удалось отметить, что при 20° С скорость релаксации напряже-
ний тем меньше, чем больше в стали углерода. При этом сталь с 0,4
и 0,8% С, имевшая исходную структуру зернистого перлита, ока-
зывает большее сопротивление релаксации, чем та же сталь со
структурой пластинчатого перлита. У стали с 0,17% С в обоих
структурных состояниях релаксационная стойкость практически
одинакова.
Сталь с тем же содержанием углерода была испытана на релак-
сацию напряжений при температурах 200, 300, 400 и 450° С в тече-
ние 3000 ч [98]. Если перестроить полученные первичные кривые
релаксации для плавок с различным содержанием углерода в виде
зависимостей До —• % С, то такие кривые (рис. 83) будут иметь
экстремальный характер, причем положение максимума неодина-
ково для различных температур испытания. Отсюда был сделан
вывод, что существует оптимальное для каждой температуры содер-
жание углерода, при котором релаксационная стойкость стали
наибольшая. Это наглядно видно из следующих данных:
Температура, СС................. 200 250 300 350 400 ’ 440
Оптимальное содержание углерода, % 0,6 0,5 0,4 0,3 0,2 0,15
Приведенные значения не зависят ни от уровня начальных на-
пряжений, ни от времени релаксации (в пределах от 200 до 3000 ч).
154
Таким образом, с повышением рабочей температуры оптималь-
ное для релаксационной стойкости содержание углерода в стали
постепенно уменьшается. Аналогичная картина была установлена
много лет назад в отношении сопротивления ползучести.
Подмеченная закономерность может быть описана предложен-
ной ранее одним из авторов схемой влияния содержания углерода
в перлитных сталях па сопротивление ползучести в зависимости от
температуры. Эта зависимость может быть распространена и на
условия релаксации. Согласно схеме (рис. 84), допускается суще-
Рис. 83. Влияние содержания углерода в стали
на величину Да за время 1000 (а, б, в) и 3000 ч
(г, д, е) при температурах 300 (а, г), 400 (б, д)
и 450° С (в, е) н о0, кгс/мм2:
1 ~ 5; 2 — 10; 3 — 15
Рис. 84. Схематические
кривые зависимости
оставшегося напряжения
от содержания углерода
в стали при различных
температурах (Tt <
< Тх < Т6)
ствование температуры Тх, при которой изменение содержания
углерода в стали не сказывается на сопротивлении ползучести и
релаксации напряжений (имеется в виду установившаяся стадия
обоих процессов). При менее высоких температурах (Тг — Т3)
содержание углерода положительно влияет на указанные свой-
ства, при более высоких (Т4 — Тв) — отрицательно.
Эта же схема отображает и принципиальную зависимость
между содержанием углерода и механическими свойствами (<тв,
от, (ту), определяемыми кратковременными испытаниями. Однако
местоположение всех кривых на рис. 84 (в том числе и прямой Тх)
в этом случае будет смещено в область более высоких температур.
Таким образом, нельзя говорить об оптимальном содержании
углерода в стали безотносительно к рабочей температуре. В раз-
личных температурных зонах это влияние может быть неодина-
ковым.
Для сталей перлитного класса, легированных карбидообразу-
ющими элементами (хромом, молибденом, ванадием), предложен-
ная схема влияния углерода на релаксационную стойкость не-
155
сколько осложняется, по в большинстве случаев принципиально
остается справедливой.
При рассмотрении влияния углерода необходимо учитывать
исходную микроструктуру, создаваемую термической обработкой.
Влияние углерода на ползучесть стали зависит от формы цемен-
титных частиц, образующих перлит. При одинаковом содержании
в стали углерода сопротивление малым пластическим деформа-
циям выше у стали со структурой пластинчатого перлита и меньше
у стали со структурой зернистого перлита.
В свете современных представлений это явление можно объяс-
нить тем, что пластинки цементита представляют собой большее
препятствие перемещению дислокаций, чем цемептитные глобули.
Этому не противоречит высказывание А. А. Бочвара о том, что при
глобулярной структуре имеется больше очагов возможного воз-
никновения пластической деформации, чем при пластинчатой.
Аналогично влияние формы цемептитных частиц в условиях
релаксации напряжений. При 300—370° С более высокую релакса-
ционную стойкость имеет сталь со структурой топкопластинчатого
перлита, коагуляция которого к тому же протекает медленнее,
чем округлых частиц цементита х. Однако при температурах менее
300° С преимущество пластинчатого перлита перед глобулярным
намного слабее, а при нормальной температуре, как уже было отме-
чено выше, в условиях длительной релаксации напряжений пред-
почтительнее структура зернистого перлита, обеспечивающая более
высокие упругие свойства и релаксационную стойкость.
Низколегированные стали. Для создания релаксационной стой-
кости при повышенных температурах перлитную сталь чаще всего
легируют молибденом, хромом, ванадием, реже — вольфрамом,
титаном, ниобием.
В. 3. Цейтлиным было изучено влияние молибдена на релакса-
ционную стойкость малоуглеродистой стали (0,13—0,14% С) при
разных температурах. Кольцевые образцы из опытных плавок
с различным содержанием молибдена (0,20—0,64%) подвергали
термической обработке — нормализации при 900° С и отпуску
при 650° С —-и испытывали на релаксацию при 450—550° С
(рис. 85).
Можно отметить, что увеличение содержания молибдена в мало-
углеродистой стали до 0,3% сказывается значительно сильнее на
характеристиках релаксационной стойкости, чем последующее
повышение его концентрации в два раза. Молибден интенсивнее
влияет на релаксационную стойкость на первом этапе процесса,
когда релаксация напряжений протекает с уменьшающейся ско-
ростью. Продолжительность начального участка уменьшается
с увеличением концентрации молибдена, что хорошо видно из пер-
1 При температурах практического применения углеродистой стали как
релаксациониостойкого материала (300—350° С) со сфероидизацией пластинча-
того перлита вообще можно не считаться.
156
внчных кривых рис. 86. Характерно, что при 500° С и особенно при
550° С увеличение содержания молибдена меньше сказывается на
величине коэффициента т0, чем при 450° С (см. рис. 85). Повышение
Рис. 85. Влияние содержания молибдена в малоуглеродистой стали на
характеристики релаксации 0^; т0 итк = In о' при температурах, °C:
/ — 450; 2 — 500; 3 — 550
ванную только молибденом, к существенному релаксационному
разупрочнению.
В большинстве низколегированных сталей, предназначенных
для крепежных деталей, среднее содержание углерода составляет
0,2—0,3% С, что связано с необходимостью достижения более вы-
Рис. 86. Первичные кривые релаксации малоуглеродистой стали
при 500° С с различным содержанием молибдена, %;
1 — 0,6; 2 — 0,3; 3 — 0,2
интерес влияние легирующих элементов на релаксационные свой-
ства среднеуглеродистой стали. В частности, в работе Т. И. Волко-
вой и В. 3. Цейтлина [571 изучалось влияние хрома, молибдена,
ванадия и титана. Химический состав опытных плавок, содержа-
ние углерода в которых колебалось от 0,22 до 0,28% С, приведен
в табл. 26.
На рис. 87 показано влияние концентрации каждого из ука-
занных элементов на относительную величину падения напряжения
(Д<т/<то100) через 1000 ч. Можно отметить, что при 450° С все
четыре элемента, вводимые в сталь порознь, заметно повышают
релаксационную стойкость. При 500° С упрочняющая способность
этих элементов в условиях релаксации напряжений значительно
157
Таблица 26
Химический состав и твердость низколегированных сталей
Содержание элементов, % Твердость НВ • Содержание элементов, % Твердость НВ •
с Si Мп Сг Других С Si Мп Сг ДРУГИХ
0,27 0,60 0,73 131 0,24 0,30 0,64 0,30V 149
0,28 0,28 0,44 0,9 — 150 0,25 0,26 0,73 — 0,53V —-
0,22 0,22 0,54 1,8 -—. 159 0,26 0,21 0,65 .— 0,84V 179
0,27 0,60 0,73 — — 131 0,27 0,60 0,73 .— — 131
0,30 0,30 0,67 — 0,24Мо 149 0,24 0,23 0,66 — 0,27Ti 140
0,27 0,37 0,73 —- 0,9 Мо 228 0,23 0,36 0,76 — 0,60Ti 149
0,27 0,60 0,73 — — 131
• После нормализации и отпуска при 650° С.
слабее, а при 550° С, за исключением молибдена, они мало влияют
на релаксационную стойкость стали (особенно в условиях длитель-
ной службы). Наиболее сильно повышает релаксационную стой-
Рис. 87. Влияние содержания легирующих элементов в среднеуглероди-
стой стали на величину Да/<т0 при температуре. °C:
а — 450; б — 500; в — 550
кость при всех трех температурах молибден, затем ванадий, титан
и менее других хром. Добавка к углеродистой стали 0,5% (ат.) Мо
более эффективна, чем добавка 0,9% (ат.) V или 1,7% (ат.) Сг.
Простые подсчеты показывают, что 1 % (ат.) молибдена повы-
шает релаксационную стойкость при 550° С на 37,5%, ванадия —
на 22%, титана — на 16,5%. Упрочняющее действие вольфрама
значительно слабее, чем молибдена, а ниобия — примерно та-
кое же, как ванадия.
В этой связи уместно напомнить о преимуществе молибдена
перед другими легирующими элементами в сталях перлитного
класса также в условиях ползучести [100]. Эта исключительная
роль молибдена отчасти связана с тем, что по сравнению с другими
элементами он наиболее сильно повышает температуру рекристал-
лизации сплавов на основе железа. Так, 0,6% (ат.) Мо повышает
158
температурный порог рекристаллизации железа с 500 до 600° С,
а почти втрое большее количество хрома [1, 6% (ат.)] — только
до 560° С. Кроме того, молибден, затрудняя диффузионные про-
цессы, повышает стабильность твердого раствора и карбидной фазы.
Поэтому весьма важно сохранить определенное количество молиб-
дена в феррите, в то время как меньшая часть молибдена участвует
в процессе карбидообразовання.
Положительное влияние молибдена отчетливо проявляется и
в сложнолегированной перлитной стали. Т. И. Волковой и
В. 3. Цейтлиным показано [57], что введение 0,25—-1,0% Мо
Рис. 88. Влияние содержания молибдена в стали с 0,25% С, 2% Сг, 0,3 —0,4% V и со-
держания хрома в стали с 0,25% С н 0,25% Мо на величину Да/а0. Время, ч:
1 — 100; 2 — 1000; 3 — 2000
Для примера на рис. 88 приводятся графики изменения относитель-
ного напряжения релаксации для стали с 0,25% С, 2% Сг и 0,3—
0,4% V в зависимости от содержания молибдена. На той же диа-
грамме показано изменение величины Д<т/<т0 для стали с постоян-
ным содержанием молибдена (0,25%) и переменным (от 0 до 1,7%)
содержанием хрома. И в этом случае влияние хрома заметно сла-
бее, чем молибдена.
Экспериментальными данными, подтвержденными практикой,
показано, что для получения максимальной релаксационной стой-
кости при температуре 500° С и выше перлитную сталь целесооб-
разно легировать одновременно двумя или тремя элементами.
Особенно эффективными оказались композиции Сг—Мо, Сг—Мо—
V, Сг—Мо—Nb, лежащие в основе наиболее известных крепежных
сталей перлитного класса, марочный химический состав и основные
свойства которых приведены в табл. 27. Их характеристики релак-
сационной стойкости включены в ГОСТ 20700—75. Опыт длитель-
ной эксплуатации крепежных деталей освещен в работе [99].
Данные по низколегированным сталям, применяемым для пружин,
работающих при нормальной и повышенных температурах, систе-
матизированы в монографии А. Г. Рахштадта [97].
Среднелегированные стали. Повышение концентрации легирую-
щих элементов в сталях перлитного класса выше пределов, ука-
занных в табл. 27, не приводит к дальнейшему улучшению релак-
сационной стойкости, а в ряде случаев даже ухудшает ее. В соот-
159
Таблица 27
° Химический состав и основные механические свойства низколегированных сталей
для крепежных деталей энергоустановок
Химический состав, % О о га СХ Кратковременная прочность Релаксационная стойкость *
Сталь с Сг Мо V другие Рекомендуемая термическая обработка га Q. <U ^02 °в Е-10-5 & 1 0 0 0 ^10000
элементы S о> кгс/мм2
25Х1МФ (ЭИ10) 0,22 0,29 1,5 1,8 0,25 0,35 0,15 0,30 — Нормализация при 920° С -|- отпуск при 650° С, 2 ч 20 500 525 80 59 90 63 2,17 1,80 13—15 7,0—8,0 8,0
25Х2М1Ф (ЭИ723) 0,22 0,30 2,1 2,5 0,9 1,1 0,3 0,6 — Нормализация при 1040° С нормализа- ция при 960° С -|- от- пуск при 650—680° С, 6 ч 20 525 550 83 70 57 96 85 65 2,17 1,70 17 14 11—12 7,0
20ХМФБГ 7Г.4 0,17 0,25 1,0 1,5 0,8 1,1 0,7 1,0 0,15Nb 0,05Се 0,005В Нормализация при 1040° С -|- отпуск при 600° С, 3 ч 4- отпуск при 720° С, 6 ч 20 500 565 580 80 60 95 65 2,20 1,78 22 17 14,5 20 ** 14 ** 10,5
20Х1М1ФТР (ЭП182) 0,17 0,24 0,9 1,5 0,8 1,1 0,7 1,0 0,12Ti 0,005В Закалка с 980° С в мас- ле 4- отпуск при 700° С, 6 ч 20 500 565 580 77 58 90 60 2,10 22 16 14 20 13 10
* Оставшееся напряжение через 1000 и
* Экстраполированные значения.
10 000 ч (а10оо и Оюооо соответственно) при (То = 30 кгс/мм2.
ветствий с этим содержание молибдена, вольфрама ванадия, нио-
бия и титана в реальных релаксационностойких сталях обычно не
превышает 1 %; оптимальное содержание хрома составляет 1,5—
2,5%.
Для повышения окалино- и коррозионностойкостн содержание
хрома в перлитных сталях часто доводят до 3%, а иногда даже до
5—6%. Такие среднелегированные стали (известные ранее под
названием полужароупорных) по сопротивлению ползучести усту-
пают низколегированным, содержащим 1,5—2% Сг; однако сведе-
ний об их релаксационной стойкости до последнего времени в лите-
ратуре не было.
Приведенные на рис. 89, а первичные кривые релаксации двух
Рнс. 89. Первичные кривые релаксации сталей 15ХЗМВФБ, 15Х5МВФБ (а) и
15ХЗНЗМФБ (б) при 550° С:
1 — а0 = 30 кгс/мм1 2 * * * 6; 2 — а0 — 25 кгс/мм2
восполняют этот пробел. Повышение содержания хрома с 3 до
5—6% (при одинаковом дополнительном легировании) в сильней-
шей степени ускоряет процесс релаксации напряжений. Харак-
теристики релаксационной стойкости при 550° С у стали
15Х5МВФБ в 2,5—3 раза меньше, чем у стали 15ХЗМВФБ
(табл. 28).
Представление о влиянии никеля на сталь рассматриваемого
класса дают рис. 89, б и табл. 28. Введение ~3% Ni в сталь типа
ХЗМФБ резко снижает сопротивление релаксации напряжений
(при 550° С). Напомним, что никель не относится к числу элементов
повышающих сопротивление ползучести технического железа
и низколегированной стали, поскольку этот элемент, вводимый
в небольших количествах, почти не изменяет энергию активации
в сплавах на основе железа и практически не повышает темпера-
туру их рекристаллизации и разупрочнения. По данным одного нз
авторов, характеристики ползучести 3%-ной никелевой стали
с 0,10—0,15% С при 400—500° С почти такие же, как и нелегиро-
ванной стали с тем же содержанием углерода (соотношение преде-
лов ползучести никелевой и углеродистой сталей колеблется от 0,9
до 1,2).
6 А. М. Борздыка, Л. Б. Гецов 161
Таблица 28
Релаксационная стойкость среднелегированных сталей
0,17 | 2,9 I 0,4 I 0,4 I 0,5 I 0,6 I — I — I 550 I 25111,5 I 9,51 8,3 1 7,5
I | | | | | | | | 30 | 11,7 | 10,8 | 10,0 | 9,6
15Х5МВФБ
0,16 1 5,610,510,4 10,4 10,61 — I — I 550 I 251 4,0 I 3,01 2,31 1,8*
I | | | | | I | | 30 | 5,0 | 3,81 3,2 | 2,7*
15ХЗНЗВФБ
0,18 | 2,8 I — I 0,4 I 0,5 I 0,5 I — 13,1 I 550 1 25 1 4,0 I 3,2 1 2,9 1 2,7*
| | I | | | 1 | j 30 | 5,4 I 4,71 4,2 | 4,0*
20ХЗКЗМФБ
0,20 3,0
0,610,6 0,4 3,0
565
30
35
I 15,0
16,6
13,0
14,7
И.4
13,0
* Экстраполированные значения.
Также малоэффективным оказалось введение 2—3% Ni в хромо-
молибденовую сталь с —1% Сг и 0,5% Мо. Применявшаяся еще
в предвоенные годы в зарубежном турбостроении в качестве кре-
пежного материала хромоникельмолибденовая сталь Vibrac (типа
30XH3M) впоследствии была заменена хромомолибденованадиевой
и хромовольфрамованадиевой сталью.
Однако столь резко отрицательного влияния никеля на количе-
ственные характеристики релаксационной стойкости, какое он
оказал в стали типа ХЗМФБ (см. рис. 89, б), до сих пор не было
обнаружено. Видно, оно связано с присутствием в стали ванадия и
ниобия; объяснить причины такого влияния пока не представляется
возможным.
Противоположное влияние оказывает кобальт. При введении
в сталь типа ХЗМФБ не менее 3% Со ее релаксационная стойкость
значительно возрастает. Величина от через 2000 ч испытания при
565° С и о0 = 30 кгс/мм2 стали 20ХЗКЗМФБ составляет 13 кгс/мм2,
а стали 15ХЗМВФБ (при 550° С) 10,8 кгс/мм2 (см. табл. 28). Однако
при меньшем содержании кобальта (до 2%) положительного
влияния этого элемента на характеристики релаксации не было
отмечено, что не противоречит характеру кривой напряжение
от — % Со для 12%-ной хромистой стали, относящейся к мартен-
ситному классу.
162
2. ФЕРРИТО-МАРТЕНСИТНЫЕ СТАЛИ
Сюда относятся хромистые стали с 11—14% Сг. В зависимости
от содержания углерода (0,1—0,3%) и наличия легирующих эле-
ментов эти стали относятся к мартенситному или (чаще) к феррито-
мартенситному классу. Так, при содержании <0,15% С в струк-
туре стали с 11—13% Сг имеется около 10% избыточного феррита.
Это количество феррита может заметно увеличиваться при дополни-
тельном легировании такими элементами, как молибден, ванадий,
вольфрам, ниобий. Характер структуры хромистой стали, содержа-
щей 0,15—0,30% С, также зависит от дополнительного легирова-
ния. Если углерода более 0,3%, то 12%-ная хромистая сталь при
любой практически применяемой комбинации перечисленных эле-
ментов остается мартенситной.
Релаксационная стойкость 12 %-ной хромистой стали опреде-
ляется количественным соотношением основных структурных
Таблица 29
Механические свойства хромистой стали
Сталь Содержание углерода, % Термическая обработка %2 % 6. % 4>, % ан, кгс-м/смг
кгс. ^ММ2
12X13 0,10—0,15 Отжиг при 860° С 20 40 23 70 10
Закалка с 1050°С*, отпуск при 500° С 80 100 8 50 7
Закалка с 1050° С, 55 75 12 55 8
20X13 отпуск при 600° С Закалка с 1050" С, отпуск при 730° С 42 60 20 60 9
0,16—0,24 Отжиг при 860° С 26 50 22 65 9
Закалка с 1050° С, отпуск при 500° С 95 125 7 45 5
Закалка с 1050° С, 65 85 10 55 7
30X13 отпуск при 600° С Закалка с 1050° С, отпуск при 730° С 42 60 20 60 8
0,25—0,34 Отжиг при 860° С 30 55 20 60 7
Закалка с 1050° С, отпуск при 600° С 80 95 9 45 5
40X13 Закалка с 1050° С, отпуск при 720° С .50 70 15 55 5
0,35—0,42 Отжиг при 860° С 35 60 20 60 7
Закалка с 1050° С, отпуск при 550° С 95 115 13 47 2
Закалка с 1050° С, отпуск при 700° С 70 90 10 45 4
* Охлаждение во всех случаях на воздухе.
6:
163
составляющих (феррита, мартенсита), степенью их легированности,
типом и дисперсностью карбидных фаз и структурной стабиль-
ностью в условиях повышенных температур.
Экспериментальные данные о релаксации напряжений в слож-
нолегированных хромистых сталях с 11—13% Сг подтверждают
эти положения и позволяют систематизировать влияние легирую-
щих элементов на релаксационную стойкость феррито-мартенсит-
известно, что с
релак-
Рис. 90. Влияние углерода на
сационную стойкость 12%-ной хроми-
стой стали при 450° С и различной
длительности испытаний, ч:
/ — 100; 2—1000; 3 — 3000; 4 — 5000
ных хромистых сталей.
Прежде всего следует остановиться на влиянии углерода. Из
опыта применения нержавеющих сталей марок 12X13, 20X13,
увеличением содержания углерода
от 0,1 до 0,4% повышаются пре-
делы текучести и упругости терми-
чески обработанной стали при нор-
мальной и умеренно повышенных
температурах (табл. 29). Однако
на релаксационную стойкость
хромистой стали при повышенных
температурах углерод влияет ско-
рее отрицательно.
В табл. 30 приводятся ве-
личины оставшихся напряжений
после различного времени релак-
сации при температурах 400 и
450° С для хромистых сталей.
Кривые зависимости релаксацион-
ной стойкости при 450° С 12%-ной
хромистой стали от содержания
углерода показаны на рис. 90. Из этих данных видно, что наличие
карбидов в структуре хромистой стали не имеет решающего значе-
ния для ее релаксационной стойкости, что подтверждается также
в работе [101 ]. По-видимому, главную роль в упрочнении стали
с 12% Сг играют фазовый наклеп и происходящие при нагреве
процессы перераспределения дислокаций и возникновения сегрега-
ций. Вместе с тем частицы избыточной карбидной фазы должны
препятствовать движению дислокаций и тем самым оказывать
известное упрочняющее воздействие. Вполне вероятно, что послед-
нее проявляется при меньших концентрациях углерода, например
от 0,01 до 0,1% (на рис. 90 эти пределы не указаны).
Как видно из данных табл. 30, хромистые стали марок 12X13,
20X13 и 30X13 при 400—450° С обладают релаксационной стой-
костью, вполне достаточной для их практического применения
в качестве крепежного материала. Однако при более высоких тем-
пературах они резко разупрочпяются. Так, при 500° С у сталей
30X13 и 40X13 по истечении 1000 ч сохраняется 20% от начального
напряжения, которое составляло 20—30 кгс/мм2. При 550° С у ста-
лей 12X13 и 20X13 начальное напряжение уже по истечении 500—
1000 ч релаксирует с 25 до 1,5 кгс/мм2.
164
Таблица 30
Релаксационная стойкость 12%-ных хромистых сталей
Сталь Содержание углерода, % кгс/мм2 кгс/мм2, за время, ч
100 1000 3000 5000 10 000 *
При температуре 400° С
12X13 0,10—0,15 20 16,6 14,8 14,1 13,8 12,1
25 20,2 16,3 15,8 15,3 13,8
30 23,1 18,6 18,3 17,8 16,0
20X13 0,16—0,24 20 14,5 13,7 13,4 13,0 —
25 18,1 17,5 16,6 16,3 —
30 22,7 20,7 18,0 17,0 —
При температуре 450° С
12X13 0,10—0,15 20 13,3 10,9 9,8 8,8 7,2
25 15,1 12,4 11,2 10,7 9,5
30 17,3 14,5 12,8 11,8 10,1
20X13 0,16—0,24 25 12,2 10,9 9,0 8,0 —
30 15,6 13,0 10,8 9,6 —
30X13 0,25—0,34 20 11,3 8,6 7,3 6,4 ——
25 12,8 9,5 7,8 6,8 —-
30 13,6 11,3 10,2 9,4 —
40X13 0,35—0,42 25 12,9 9,3 — — —
30 15,0 11,2 — — —
Экстраполированные значения.
Легирование 12 %-ной хромистой стали ~0,5% Мо мало меняет
дело; у стали с 12% Сг, 0,5% Мо и 0,15% С при тех же температуре
и начальном напряжении величина о = 1 кгс/мм2 достигается через
2000—2500 ч. Следовательно, для создания высокой релаксацион-
ной стойкости при 550—600° С требуется комплексное легирова-
ние 12%-ной хромистой стали.
Результаты наших исследований [104] позволяют установить
некоторые закономерности влияния легирующих элементов на ре-
лаксационную стойкость 12%-ной хромистой стали. Легирован-
нне стали с 12% Сг и 0,5% Мо ванадием в количестве 0,3—0,5%
снижает скорость процесса релаксации и, следовательно, повышает
величину (рис. 91), так как присутствие небольшого количества
ванадия стабилизирует основную мартенситную структуру, по-
тому что значительная его часть расходуется на образование кар-
бида VC. При большем содержании ванадия в структуре стали
заметно увеличивается количество феррита, при этом повышается
и концентрация ванадия, растворенного в феррите, в результате
чего возрастает скорость релаксации.
Отметим, что ванадий оказывает аналогичное влияние на пол-
зучесть. И в этом случае установлено оптимальное содержание
ванадия, при котором скорость ползучести vtl наименьшая
165
(рис. 91, б); при 550° С оно составляет 0,3—0,6% (т. е. то же, что
и в условиях релаксации). С повышением температуры до 600—
630° С минимум скорости ползучести на кривых vn — % V обозна-
чается более четко и отвечает 0,3% V.
Введение 0,3—0,7% Мо в сталь с 12% Сг, 0,4% V и 1—2% W
приводит к еще более высоким значениям напряжения crt (рис. 92).
Но увеличение содержания молибдена в данной стали до 1 % вызы-
вает уменьшение ох, что связано с суммарным ферритообразую-
щнм влиянием молибдена, ванадия и вольфрама. В структуре та-
кой стали присутствуют обособленные участки избыточного фер-
Рнс. 91. Влияние ванадия иа сопротивление ре-
лаксации (а) и ползучести (б) стали с 12% Сг,
0,6% Мо и 0,15% С:
1 — t = 550° С, а0 == 8 кгс/мм2; 2 — t « 600° С,
о0 = 6 кгс/мм2; 3 — t = 630° С, <т0 = 4 кгс/мм2;
4 — t — 550° С, О = 25 кгс/мма
рита.
Легирование вольфра-
мом было проведено в бо-
лее широких пределах —
от 0,5 до 4%. Результаты
испытания на релаксацию
показывают, что введение
1% W в сталь с 12% Сг,
0,5% Мо и 0,4% V не-
сколько повышает сопро-
тивляемость релаксации
по сравнению со сталью
без вольфрама. Однако
дальнейшее увеличение со-
держания этого элемента
приводит к снижению ве-
личины оставшегося напряжения (рис. 93, а). Дело в том, что при
введении в такую сталь до 1—1,5% W значительная его часть ос-
тается в твердом растворе наряду с молибденом, что замедляет диф-
фузионные процессы и обеспечивает повышение релаксационной
стойкости стали. При увеличении содержания вольфрама до 4% по-
следний идет не только на упрочнение мартенсита, но в основном
на образование значительного количества избыточного феррита, со-
противление релаксации которого значительно ниже. Кроме того,
диффузионные процессы между ферритом и мартенситом понижают
стабильность структуры и тем самым способствуют снижению
сопротивляемости релаксации.
В то же время известно [1001, что наличие 3—4% W в 12%-ной
хромистой стали повышает сопротивляемость ползучести и дли-
тельной прочности (рис. 93, б). Сравнительный анализ первичных
кривых релаксации и ползучести стали с 12% Сг, 0,5% Мо и 4% W
показывает, что первая стадия процесса релаксации в такой стали
протекает с большей интенсивностью, чем первая стадия ползу-
чести. По-видимому, процесс спада напряжений более чувствите-
лен к структурной нестабильности, чем пластическая деформация
при постоянной нагрузке (ползучесть).
Й[ Весьма эффективное воздействие на релаксационную стойкость
12%-ной хромистой стали оказывает ниобий. Так, величина остав-
166
шегося напряжения за 4000 ч при введении 0,7% Nb в сталь с 12%
Сг, 0,5—0,7% Мо, 0,4% V и 0,15% С возрастает примерно в два
раза (см. рис. 92).
Можно полагать, что повышение сопротивляемости релаксации
хромистой стали при легировании ее ниобием обусловлено обра-
Рис. 92. Влияние легирования стали иа основе 12% хрома на ее релаксационную стой
кость при 550° С(а0 = 25 — 30 кгс/мм2, т = 4000 ч). Химический состав сталей, %:
1 — 1,0 W; 0,4 V. 0,15 С; 2 — 2 W, 0,4 V, 0,3 С; 3 — 1,0 Мо, 0,10 V, 0,10 С; 4 —
0,7 Мо, 0,4 V, 0,15 С; 5 — 0,7 Мо, 0,4 V, 0,7 Nb; 6 — 0,5 Мо, 0,7 W, 0,4 V, 0,5 Nb
зованием стойких частиц карбида ниобия NbC и большей сте-
пенью легирования твердого раствора молибденом, ванадием, хро-
мом, вольфрамом (за счет обеднения этими элементами основной
карбидной фазы Л4е23Св). При этом эффективность воздействия нио-
бия на повышение сопротивления релаксации высокохромистой
Рис. 93. Влияние вольфрама на сопротивление релаксации (о,
и ползучести (б) 12%-иой хромистой стали при 550° С;
1 — 0,6% Мо, 0,4% V, 0,15% С; 0„ = 25 кгс/мм2; 2 — 0,6% Мо,
0,4% V, 0,3% С; а0 = 30 кгс/мм2; 3 — 0,7% Мо, 0,3% V,
0,10% С; о = 8 кгс/мм2
стали в сильной степени зависит от содержания других легирую-
щих элементов.
Оказались несостоятельными попытки повысить релаксацион-
ную стойкость хромистой стали никелем. Введение в сталь с 12%
Сг, 0,7% Мо, 0,4% V и 0,7% Nb никеля от 0,5 до 1% уже при-
водит к некоторому снижению сопротивляемости релаксации
(см. рис. 92). При дальнейшем увеличении содержания никеля
в этой стали интенсивность процесса релаксации резко возра-
стает. В связи с этим в хромистых сталях феррито-мартенситного
класса допускается < 0,2% Ni.
Влияние на релаксационную стойкость сложнолегированных
хромистых сталей углерода по сравнению с чистой 12%-ной хро-
167
мистой сталью имеет некоторые особенности. С повышением со-
держания углерода с 0,1 до 0,2% величина at незначительно воз-
растает. Дальнейшее увеличение содержания углерода резко сни-
жает величину <тт (см. рис. 92). Уменьшение релаксационной стой-
кости, по-видимому, обусловлено образованием в стали с 0,3—
0,4% С после закалки с отпуском структуры сорбита с выражен-
ной ориентировкой по мартенситу.
Имеются сведения о модифицировании 12%-ной хромистой
стали бором, вводимым в сталь в незначительных количествах
(0,002—0,003%) с целью повышения ее жаропрочных свойств.
Однако данные о влиянии малых добавок бора на релаксацион-
ную стойкость в литературе отсутствуют.
В связи с этим заслуживают внимания данные [2] для стали
типа Х10ВМБФ с добавкой 0,002% В и без него, для которой
были определены следующие значения оставшихся напряжений
за 10 000 ч после закалки с 1150° С и отпуска при 650° С (табл. 31).
Таблица 31
Влияние бора на релаксационную стойкость
10%-ной хромистой стали типа Х10ВМБФ
Сталь Температу- ра, °C ^10000 • кгс/мм2 Сталь Температу- ра, °C ^10000 *» кгс/мм2
Без бора 550 9,0 0,002% В 550 11
565 7,0 565 8,8
580 5,4 580 6,5
600 2,5 600 3,0
• а0 = 30 кгс/мм2.
Положительное влияние бора на релаксационную стойкость,
по крайней мере, до 580° С не оставляет сомнений. Известно, что
бор способствует очищению границ зерен металла и связыванию
вредных легкоплавких примесей в тугоплавкие химические соеди-
нения. Оставшаяся часть введенного в сталь бора может непосред-
ственно повышать сопротивление стали ползучести и релаксации.
Добавка бора в сталь типа Х12ВМБФ практически используется
для повышения ее релаксационной стойкости (сталь марки
18Х12ВМБФР).
Таким образом, установлено, что для повышения релаксацион-
ной стойкости 12 %-ной хромистой стали наиболее полезны такие
элементы, как ванадий, молибден и ниобий, вводимые порознь
или вместе. Микролегирование бором (0,002—0,003% по расчету)
еще больше повышает сопротивление релаксации таких сталей.
В табл. 32 даны основные характеристики релаксационных
свойств при рабочих температурах сложнолегированных хромн-
168
Таблица 32
Релаксационная стойкость модифицированных 12%-ных
хромистых сталей
Сталь Темпе- ратура, °C о», кгс/мм! Цр, кгс/мм2, за время, ч
503 1000 5000 10 000
20X13 550 25 1,5 1,0
15X11МФ 565 30 5,5
18Х11МФБ 550 30 9,0 8,0 5,0
15Х12ВНМФ (ЭИ802) 560 35 13 11 9,0 7,0
20Х12ВНМФ (ЭП428) 565 35 12,5 9,5 7,0
15Х12В2МФ (ЭИ756) 550 30 8,0 7,0 6,0 5,0
15Х12В4МФ (ЭИ757) 550 30 6,0 5,0 4,0 3,0
18Х12ВМБФР (ЭИ993) 565 .30 15,5 14,0 12,5 10,6
580 30 15,0 13,0 11,0 9,0
Таблица 33
Химический состав модифицированных хромистых сталей, %
Сталь с Si не более Мп Сг W
20X13 * 15Х11МФ * 18Х11МФБ ** 15Х12ВНМФ (Э11802) * 15Х12В2МФ (ЭИ756) ** 15Х12В4МФ (ЭИ757) ** 18Х12ВМБФР (ЭИ993) * 0,16—0,24 0,12—0,18 0,10—0,17 0,12—0,18 0,10—0,17 0,10—0,17 0,15—0,22 0,6 0,5 0,5 0,4 0,5 0,5 0,5 <0,6 <0,7 0,5—1,0 0,5—0,9 0,5—0,8 0,5—0,8 <0,5 12,0—14,0 10,0—11,5 10,0—11,5 11,0—13,0 11,0—13,0 10,5—12,5 11,0—13,0 0,7—1,1 1,7—2,2 3,6—4,2 0,4—0,7
Сталь Мо V Nb Ni
20X13* 15X11МФ * 18X11МФБ ** 15Х12ВНМФ (ЭИ802) * 15Х12В2МФ (ЭИ756) ** 15Х12В4МФ (ЭИ757) ** 18Х12ВМБФР (ЭИ993) * 0,6—0,8 0,6—0,9 0,5—0,7 0,6—0,9 0,6—0,8 0,4—0,6 0,25—0,40 0,30—0,40 0,15—0,30 0,15—0,30 0,10—0,30 0,15—0,30 0,25—0,35 0,2—0,4 <0,003В <0,06 <0,05 0,6—0,9 0,4—0,8 <0,30 <0,5 <0,35
* Химический состав по ГОСТ 5632—72.
** Химический состав по Справочнику по металлическим материалам
ростроення. М.—Л., Машгиз, 1961, с. 517.
турбо- и мото-
169
стих сталей, получивших промышленное применение. Их химиче-
ский состав приведен в табл. 33.
Перечисленные стали по их релаксационной стойкости можно
разделить на две группы. В первую группу входят стали марок
15Х12В2МФ, 15Х12В4МФ, 15X11МФ и 18X11МФБ, для которых
оставшееся напряжение за 1000 ч при 550° С колеблется от 5 до
8 кгс/мм2. Ко второй группе относятся стали 15Х12ВМФН,
20Х12ВНМФ и 18Х12ВМБФР с более высокими значениями
(т1000 — П-И4 кгс/мм2 при 560—565° С.
В каждой группе лучшими свойствами обладают стали, содер-
жащие ниобий. Сравнительно невысокая релаксационная стой-
кость характерна для обеих вольфрамсодержащих сталей, в осо-
бенности марки 15Х12В4МФ, что находится в соответствии с экс-
периментальными данными о влиянии вольфрама.
Наиболее высокой релаксационной стойкостью при 550—600° С
из числа приведенных в табл. 32 обладает сталь 18Х12ВМБФР.
Как будет показано ниже, приведенные значения crt методом по-
вторных нагружений могут быть еще повышены [104].
3. МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИЕ СТАЛИ
Под этим термином известны высоколегированные стали, при-
обретающие при пластической деформации мартенситную струк-
туру, а затем упрочняющиеся в результате старения.
В некоторых случаях используется не только прямое мартен-
ситное превращение (при деформировании), но и обратное мартен-
ситное превращение (при нагреве), после которого происходит
интенсивное старение аустенита.
Характерной особенностью мартенситно-стареющих сталей яв-
ляется высокое сопротивление малым пластическим деформациям
(сту = 120—130 кгс/мм2) при достаточно высоком сопротивлении
хрупкому разрушению. Выдающиеся упругие свойства таких ста-
лей сохраняются при умеренно повышенных температурах (300° С,
у некоторых композиций — до 400° С). Сюда относятся стали
Н18К15МЧТ, Н18К6М5Т, а также коррозионностойкие
Х15Н4К15М4Т, Н10Х12Д2Т, Н4Х12К15М4Т, Х15К20МЗ. Две по-
следние обладают хорошей теплостойкостью как после закалки
и отпуска, так и после ТМО по специальным режимам.
О релаксационной стойкости мартенситно-стареющих сталей
пока мало данных. В табл. 34 приведены (по данным Е. Е. Левина
и А. А. Чижика) характеристика релаксационной стойкости стали
Н18К6М5Т (ЭИ631) вакуумно-дуговой выплавки после двукрат-
ной закалки с 970° С и отпуска при 480° С, 4 ч.
В работе [102] изучалась релаксация напряжений при ци-
клическом нагружении в мартенситно-ферритной стали типа
Н12Х5МЗ. Приведенные в табл. 34 и другие литературные данные
позволяют говорить о перспективности мартенситно-стареющих
сталей в качестве релаксационностойких. Их применение целесо-
170
образно при высоких начальных напряжениях как при нормаль-
ной, так и при умеренно повышенных температурах, в частности
для теплостойких пружин.
Таблица 34
Релаксационная стойкость стали Н18К6М5Т (ЭП631)
Темпе- ратура, °C V кгс/мм8 кгс/мм® По» кгс/мм® кгс/мм2, за время, ч
25 100 4(10 1000
20 170 160 61 60,25 60,25 60,25 60,25
75 74,72 74,72 74,72 74,72
121 120 120 120 120
300 155 145 56 — — — 55,45
75 74,76 74,15 74,04 74,04
111 — 108 108 108
400 148 138 50 48,68 48,54 44,14 44,15
75 72,0 — 66,72 59,46
Таблица 35
Релаксационная стойкость штамповых сталей
Марка стали Темпера- тура, °C о». кгс/мм2 кгс/мм2, за время, ч
100 40Э 1000
50ХН1М (сг0>2 >> 40 кгс/мм2; 350 25 19,75 19,41 19,24
<>в 80 кгс/мм2; 6 20%) 30 23,05 22,6 20,87
400 25 16,73 15,47 14,33
30 19,35 17,87 16,40
450 20 11,87 11,12 —
25 17,33 15,03 13,54
30 18,45 16,21 14,71
30Х4СФ (<Tq,2 36 кгс/мм2; 350 25 21,06 20,76 20,32
ов 96 кгс/мм2; 6 20%) 30 22,78 22,44 22,03
400 25 17,39 16,89 16,44
30 19,65 18,97 18,58
450 20 13,86 13,42 —
25 18,75 18,04 17,05
30 19,80 19,14 18,31
40ХСН2МВФ 400 25 19,47 18,69 18,14
((Т0,2 ^2 70 кгс/мм2; 30 22,48 21,54 20,20
(тв 85 кгс/мм2; 6 is 12%) 50 30,51 27,71 27,0
450 25 18,97 17,77 16,91
30 23,19 21,54 20,8
50 26,23 25,69 28,0
475 25 18,79 17,40 16,21
30 22,02 20,41 18,95
50 31,88 29,72 28,20
500 25 14,53 12,8 11,48
30 15,82 13,84 12,46
40 18,83 16,16 15,0
171
4. СТАЛИ ДЛЯ ГОРЯЧИХ ШТАМПОВ
Процесс релаксации напряжений в металле штампов (контей-
неров) для горячего деформирования имеет немаловажное зна-
чение для их работоспособности.
Релаксация напряжений в типичных штамповых сталях при
температурах 50—500° С изучалась А. А. Чижиком. Испытыва-
Рис. 94. Зависимость
относительного остав-
шегося напряжения в стали 40ХСН2МВФ
от температуры:
Z а„ — а„2» 2 а„ = 0,5 <т02» 5 — =
= 0,2 а02
лись стали марок
50ХН1М,
30Х4СФ и 40ХСН2МВФ. Ос-
новные результаты приведе-
ны в табл. 35.
Очевидно, что спадание
напряжений происходит в
основном за первые 100 ч.
В дальнейшем процесс ре-
лаксации замедляется. Наи-
большее сопротивление ре-
лаксации имеет сталь
40ХСН2МВФ. Однако если
значения начальных и ос-
тавшихся напряжений от-
нести к пределу текучести,
как это сделано на рис. 94,
то преимущество стали 40ХСН2МВФ исчезает. Эксперимен-
тальные точки для всех трех марок на диаграмме их/о02 — t
укладываются в полосу разброса для данного начального напря-
жения.
5. АУСТЕНИТНЫЕ СТАЛИ И ЖЕЛЕЗОХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ
СПЛАВЫ
Если рассматривать сопротивление релаксации (при постоян-
ной температуре) серии сплавов тройной системы Fe—Сг—Ni
с возрастающим содержанием одного из компонентов, то такая
зависимость может быть выражена кривой оставшееся напряже-
ние щ.—количество легирующего элемента. Такие кривые при
различных начальных напряжениях для одного из разрезов
(с 20% Сг) диаграммы Fe—Сг—Ni построены на рис. 95, причем
переменным элементом является никель, содержание которого
в данной серии сплавов варьировалось от 10 до 78% [103]. Все
сплавы термически обрабатывали на одинаковую величину зерна.
Очевидно, что кривые щ. — % Ni характеризуются типич-
ным для твердых растворов пологим максимумом. Интересно от-
метить, что аналогичную форму для того же разреза системы
Fe—Сг—Ni имеет кривая предел ползучести — % Ni (рис. 95, а).
Такой же характер установлен у изотерм твердости для сплавов
указанного разреза в области твердого раствора [103].
Аналогично ползучести в условиях релаксации напряжений
при относительно малой интенсивности процесса и продолжитель-
172
ности до 10 000 ч отмечается незначительная роль никеля в аусте-
нитных сплавах с постоянным содержанием хрома (при условии
приведения структурных факторов к одному знаменателю).
Вместе с тем изменение интенсивности процесса релаксации
может влиять на характер кривых от — % легирующего элемента.
Рис. 96. Влияние никеля на пре-
дел ползучести для сп = 10-е (а)
и оставшееся напряжение ре-
лаксации (б, в, г} при 600° С
в сплавах тройной системы
Fe—Сг—Ni (разрез с 20% Сг);
О0, кгс/мм2: б — 10; в — 15;
г — 20; продолжительность ис-
пытания, ч:
/ — 100; 2 — 500; 3 — 1000;
4 — 2000
С повышением начального на-
пряжения о0 (а следовательно,
и скорости релаксации) влияние
легирующего элемента стано-
вится более отчетливым (см.
рис. 95). Уменьшение началь-
ного напряжения, наоборот,
нивелирует релаксационную
стойкость сплавов различного
состава; кривизна кривой
от — % Ni сглаживается.
Скорость процесса релакса-
ции, зависящая от величины <т0,
Рис. 96. Влияние никеля и
вольфрама на релаксацион-
ную стойкость многокомпо-
нентного сплава при 650° С
(<т0 = 25 кгс/мм2, х =
= 1000 ч):
1 — 2,5% W; 2 — 2,5% Мо;
3 — 15% Ni; 4 — 25% Ni;
5 — 35% Ni (содержание
хрома везде 15%, титана
1,6%)
влияет не только на кривизну кривых и величину максимума, по
и на его положение по оси химического состава. Из той же диа-
граммы рис. 95 видно, что с увеличением начального напряжения
максимум на кривых сдвигается по оси абсцисс вправо, т. е. в сто-
рону большего содержания легирующего элемента (в данном слу-
чае с 40 до 55% Ni).
Влияние содержания никеля изучалось также на некоторых
более сложных сплавах, относящихся к системам Fe—Сг—Ni—W,
173
Fe—Сг—Ni—Mo и Fe—Cr—Ni—W—Mo, с добавкой 1,5—2% Ti
и без него. Содержание хрома составляло 15 и 20% [104].
Во всех случаях кривые, отображающие изменение характери-
стик релаксации в зависимости от содержания никеля (рис. 96, а),
в многокомпонентных сплавах сохраняют тот же характер, что и
у тройного сплава Fe—Сг—Ni. Однако в Fe—Сг—Ni—W—Ti
и Fe—Cr—Ni—Mo—Ti сплавах максимальное значение оставше-
гося напряжения (например, при 650° С) наблюдается при 25—
27% Ni (на аналогичной диаграмме рис. 95, в этот максимум при
ст0 = 15 кгс/мм2 отвечает —40% Ni). Отсюда следует, что положе-
ние максимума релаксационной стойкости на кривых состав —
свойство зависит не только от содержания никеля, но и от степени
дополнительного легирования твердого раствора.
Обнаруженные в сплавах изученных систем максимумы релак-
сационной стойкости соответствуют максимуму сил межатомной
связи, которые при определенном легировании зависят прежде
всего от соотношения никеля и железа.
Из рис. 96 также видно, что молибденсодержащие аустенитные
сплавы обладают меньшей релаксационной стойкостью, чем воль-
фрамсодержащие, что, по-видимому, связано с большей диффу-
зионной подвижностью атомов молибдена в у-твердом растворе.
На рис. 96, б показано влияние вольфрама на релаксацию на-
пряжений в Fe—Сг—Ni сплавах данного типа. В стали с 15—
18% Ni максимальная релаксационная стойкость наблюдается
уже при 2,5% W; повышение его содержания до 5% приводит к за-
метному снижению от. В сплавах с 25% Ni имеется растянутый
максимум, отвечающий 3—4% W, и, наконец, в сплаве с 35% Ni
происходит непрерывное повышение релаксационной стойкости
вплоть до 5% W. Аналогичные закономерности дает влияние
молибдена.
Таким образом, для аустенитных сталей и сплавов существует
оптимальное содержание легирующих элементов, превышение ко-
торого вызывает разупрочнение твердого раствора. Это -объяс-
няется, по-видимому, либо обеднением последнего некоторыми
легирующими элементами в связи с увеличением количества избы-
точных фаз, либо образованием фаз нового типа.
Избыточными фазами в аустенитных сталях и сплавах могут
быть либо интерметаллические соединения, либо при наличии
в сплаве углерода карбиды типов Me С, Л4е23С6 и др. В сплавах
с достаточно высоким содержанием никеля последний непосред-
ственно участвует в образовании соединений типов Ni3Ti и
Ni3(Ti, Al), наиболее часто встречающихся в жаропрочных спла-
вах. Наряду с ними известны также соединения типа Ме-гМе"
(фазы Лавеса), образуемые железом с такими элементами, как
вольфрам (Fe2W), молибден (Fe2Mo), ниобий (Fe2Nb). Природа
перечисленных фаз подробно рассмотрена в работе [1051.
В табл. 36 и 37 приведены данные о релаксационной стойкости
типичных жаропрочных аустенитных сталей, упрочненных за счет
174
Таблица 36
Релаксационная стойкость типичных аустенитных сталей
с карбидным упрочнением
Сталь * Темпера- тура, °C (То, кгс/мм2 <тт, кгс/мм2, за время, ч
100 200 600 1000 2000 5000
45Х14Н14В2М 550 20 14
(ЭИ69) 600 10 — 5,1 3,5 2,5 1,8 —
600 12 .—- 7,0 4,3 2,9 2,2 —
12Х18Н9Т 600 10 8,4 8,2 7,8 7,2 6,2 —
600 12 9,8 9,6 9,0 8,3 7,2 —
600 15 11,5 11 10,7 9,8 8,5 —
650 6 4,4 3,8 3,4 2,9 2,1 .—.
650 10 6,7 6,1 5,5 5,0 3,9 —
650 15 9,8 9,5 8,9 8,1 6,5 —
31Х19Н9МВТБ 560 20 15,2 — 14,7 14,4 13,9 1.3,4
(ЭИ572) 600 20 13,8 — 12,5 11,7 — 9,0
600 25 16,0 — 13,5 12,3 —- 9,6
600 30 18,0 — 16,3 13,9 —. 10
650 20 11,0 — 9,0 8,2 — 6,5
650 25 13,0 — 10,3 9,1 —. 7,5
36Х18Н25С2 550 15 — 12,3 11,8 11,3 11,2 —
550 20 — 15,5 15,0 14,7 14,5 —
600 15 — 12,4 9,0 8,1 7,3 —
600 20 — 10,0 11,9 11,7 8,2
09Х14Н18В2БР1 650 15 10,7 — 9,9 9,2 8,8 .
(ЭИ726) 650 20 12,6 — 11,8 11,2 10,5 9,6
1 Химический состав сталей по ГОСТ 5632—72.
Таблица 37
Релаксационная стойкость аустенитных сталей
и сплавов с интерметаллидным упрочнением
Сталь (Тт, кгс/мм2, за время, ч
100 600 1000 5000 10000
При температуре 650 °C
08Х15Н18ВЗТ (ЭП507) — 18,8 18,0 16,0 14,8
08Х15Н24В4ТР (ЭП164) 21,2 20,4 20,1- 17,8 16,0
ХН35ВМТ (ЭП692) 19,6 18,5 17,3 15,2 14,0
ХН35ВТ (ЭИ612) 21,0 20,5 19,9 18,0 16,0
ХН35ВКТ (ЭИ612К) 21,0 19,2 18,0 14,5 12,0
При температуре 680 °C
08Х15Н24В4ТР (ЭП164) 20,4 19,6 18,5 14,3 12,0
ХН35ВМТ (ЭИ692) 17,2 15,0 13,4 10,8 10,0
ХН35ВТ (ЭИ612) 16,8 15,0 12,6 11,0 10,0
ХН35ВКТ (ЭИ612К) 19,0 16,0 14,5 11,5 9,0
* По = 25 кгс/мм’.
175
карбидных и иптерметаллидных фаз. Исходная термическая обра-
ботка заключалась в закалке (аустенизации) по оптимальному
режиму и последующем отпуске (старении) в течение 6—24 ч при
температурах, превышающих на 50—100° С температуру испыта-
ния. Из сопоставления данных табл. 36 и 37 видно, что стали
с интерметаллидным упрочнением характеризуются большей ре-
лаксационной стойкостью. Наиболее высокие значения остав-
шихся напряжений имеет сталь 08Х15Н24В4ТР, а из сталей с кар-
бидным упрочнением наилучшая релаксационная стойкость у ком-
плексполегированиых сталей 31Х19Н9МВТБ и 09Х14Н18В2БР1.
Наряду с аустенитными сталями и сплавами, относящимися
к системе Fe—Сг—Ni, известны жаропрочные стали, относящиеся
Рис. 97. Влияние легирую-
щих элементов на релакса-
ционную стойкость хромо-
марганцевой стали типа
2Х12Г12 при 600° С (Оо =
= 12 кгс/мм2, т = 2000 ч)
к системам Fe—Сг—Мп и Fe—Сг—Ni—Мп, имеющие удов-
летворительную релаксационную стойкость [106]. Однако
систематическое влияние легирующих элементов на релаксацию
напряжений в железохромомарганцевых сплавах не изучалось,
за исключением работы [107], в которой исследована роль карбидо-
образующих элементов в стали типа 2Х12Г12. Результаты испы-
таний па релаксацию при 600° С и о0 = 12 кгс/мм2 представлены
на рис. 97, из которого видно, что каждый из четырех элементов
повышает величину напряжения примерно до одного и того же
уровня (7,5—8,5 кгс/мм2). Однако если судить об эффективности
определенного элемента по его минимальному содержанию в стали,
обеспечивающему получение указанного уровня оставшихся на-
пряжений, то наиболее эффективными оказываются ниобий и ва-
надий. Достаточно всего 0,5% (ат.) каждого из них для достиже-
ния о2оо<» = 8 кгс/мм2, а вольфрама для этого необходимо 1,25%
(ат.), молибдена — 1% (ат).
Для стабилизации хромомарганцевого аустенита, который, как
известно, менее стабилен, чем хромоникелевый [108], во все опыт-
ные плавки, использованные для получения зависимостей на
рис. 97, вводилось — 0,2% N. В отсутствие последнего при от-
носительно высоком содержании указанных элементов вследст-
вие их ферритообразующего действия структура ряда плавок
становилась двухфазной (а + у) и отрицательное влияние
ферритной составляющей искажало .влияние химического со-
става.
Практическое применение в условиях релаксации напряже-
ний при повышенных температурах получили хромомарганцевые
176
Таблица 38
Релаксационная стойкость хромомарганцевых
и хромоникельмарганцевых аустенитных сталей
Сталь Темпера- тура, °C S S © и е> а О^, кгс/мм2, за время, ч Термическая обработка
200 500 1000 200Э
30Х14Г20Ф 550 15 11,0 Закалка с 1150°С+от-
(ЭИ729) 20 — — — 14,5 пуск при 600° С, 50 ч
20Х15Г16Ф 600 12 8,1 7,2 7,0 6,5 Закалка с 1150° С + от-
(ЭИ729Л) 15 9,8 9,0 8,2 7,7 пуск при 700° С, 5 ч
30Х15Г16Ф 600 12 9,0 8,4 7,6 6,0 То же
20Х13Н4Г9 600 10 5,7 4,7 4,0 3,3 »
(ЭИ 100) 12 6,6 5,4 4,7 3,7
15 8,1 6,6 5,8 4,5
37Х12Н8Г8МФБ 600 10 7,3 7,0 6,4 5,9 Закалка с 1150° С -|-от-
(ЭИ481) 12 9,6 7,5 6,9 6,3 пуск при 710° С, 5 ч +
18 13,7 12,4 — — + 860° С, 5 ч
стали, дополнительно легированные ванадием, следующего при-
мерного состава: 0,2—0,3% С, до 1 % Si, 12—15% Сг, 16—20% Мп,
0,5—0,8% V. Их релаксационная стойкость при 550—600° С ха-
рактеризуется значениями <гт, приведенными в табл. 38. Как видно
из этих данных, при 550° С хромомарганцеванадиевая сталь имеет
весьма высокую релаксационную стойкость; по истечении 2000 ч
она сохраняет 75% от о0. При 600° С процесс релаксации напря-
жений протекает более интенсивно и за тот же срок сохраняется
немногим более 50% от ст0.
Хромоникельмарганцевые стали отличаются от хромомарган-
цевых более стабильным (но не более жаропрочным) твердым рас-
твором. Если основой является Fe—Сг—Ni—Мп, то высокая
релаксационная стойкость создается дополнительным легирова-
нием, что подтверждается сопоставлением данных для сталей
20Х13Н4Г9 и 37Х12Н8Г8МФБ. Если у первой стали через 2000 ч
при 600° С сохранилось лишь — 3% от о0, то дополнитель-
но легированная молибденом, ванадием и ниобием сталь
37Х12Н8Г8МФБ в тех же условиях сохраняет —50% от ст0. Ха-
рактерно, что для упрочненных перечисленными элементами ста-
лей на Сг—Мп и Сг—Ni—Мп основах уровень оставшихся на-
пряжений (при 600° С) примерно одинаков (см. табл. 38).
Из сопоставления данных табл. 38 и 36 следует, что хромомар-
ганцевые и хромоникельмарганцевые аустенитные стали по релак-
сационной стойкости в ряде случаев не уступают хромоникелевым
(с карбидным же упрочнением). Таким образом, выдвинутое еще
в тридцатых годах положение, что хромомарганцевый аустенит по
жаропрочности равноценен хромоникелевому, подтверждается и
в условиях релаксации .напряжений.
177
Однако возможности дополнительного упрочнения хромомар-
ганцевого аустенита путем легирования вольфрамом, молибденом,
ванадием, ниобием сильно ограничены из-за его недостаточной ста-
бильности, в результате которой в стали легко образуются двух-
фазные структуры у + ос, у + о, приводящие к снижению релак-
сационной стойкости.
Практическое применение хромомарганцевых и хромоиикель-
марганцевых сталей в качестве крепежного материала ограничи-
вается присущей им склонностью к охрупчиванию в процессе высо-
котемпературной службы, а также чувствительностью к концен-
трации напряжений.
6. СЛОЖНОЛЕГИРОВАННЫЕ НИКЕЛЬХРОМОВЫЕ СПЛАВЫ
Изучение влияния легирующих элементов на релаксационную
стойкость никельхромовых сплавов на базе твердых растворов
было проведено одним из авторов совместно с В. 3. Цейтлиным,
Ю. В. Латышевым и Г. Г. Морозовой [104].
На диаграмме рис. 98 пред-
ставлены данные о влиянии воль-
фрама, молибдена и кобальта.
Введение до 10% этих элементов
в Ni—СП сплав с минимальным
(0,02—0,03%) содержанием "угле-
рода (при котором сохраняется
Рис. 98. Сопротивление ползучести
(время до разрыва) при 700° С и ре-
лаксационная стойкость (От) сплавов
на основе Ni 4- 15% Сг в зависимости
от дополнительного легирования;
1 — а = 15 кгс/мм2; 2 — а —
= 20 кгс/мм2; 3 — 6000 ч при 650° С;
4 — 1500 ч при 700° С
Рис. 99. Влияние ниобия и железа на релакса-
ционную стойкость сгт сплавов Ni 4~ 15% Сг 4-
+ 5% W при <т0 = 15 кгс/мм2;
1 — 2000 ч при 650° С; 2 — 6000 ч при 650° С;
3 — 1500 ч при 700° С
структура однородного твердого раствора) оказывает на релакса-
ционную стойкость положительное действие, но не столь значи-
тельное, как на долговечность в условиях ползучести.
‘ Влияние ниобия более существенно (рис. 99). Однако следует
учитывать, что однофазная структура твердого раствора при ле-
гировании ниобием сохраняется приблизительно лишь до 3% Nb.
178
Большее его содержание приводит к гетерогенизации структуры
в результате образования интерметаллида NisNb. Предельная рас-
творимость этой фазы в бинарном сплаве Ni—Сг составляет 4,3%
(при 700° С) [1091. В данном же случае в связи с дополнительным
легированием сплава вольфрамом и молибденом растворимость
в нем ниобия, естественно, уменьшается и находится в пределах
3—4%.
В связи с необходимостью установить допустимое содержание
железа в никельхромовых сплавах представляло интерес выяснить
его влияние на релаксационную стойкость. Из рис. 99 видно от-
рицательное влияние этого элемента на релаксационные свойства
твердых растворов на основе Ni—Сг.
Экспериментальные данные в целом говорят об умеренной ре-
лаксационной стойкости сплавов, имеющих структуру однород-
ного твердого раствора Ni—Сг, даже при его дополнительном
легировании. Такие сплавы необходимо легировать элементами,
не только упрочняющими твердый раствор, но и образующими
избыточные фазы, как это было показано на сплавах с ниобием
(см. рис. 99). Упрочняющими фазами в сплавах данного типа
обычно являются интерметаллидные соединения, например, типа
Ni3 (Ti, Al), условно обозначаемые как у'-фаза. Соотношение в них
атомов титана и алюминия зависит от относительного содержания
этих элементов. При наличии в сплаве значительных количеств
(5—10%) железа или кобальта у'-фаза может быть описана как
(Ni, Fe, Со)3 (Ti, Al).
Аналогом этого интерметаллида является упомянутое выше
соединение Ni3Nb. Однако последнее метастабильно и после более
или менее длительного воздействия температур 700—800° С пере-
ходит в другую модификацию с перестройкой кристаллической
решетки из кубической гранецентрированной в ромбическую [109],
что приводит к снижению релаксационной стойкости.
Соединение Ni3 (Ti, Al) более стабильно. Введение в никель-
хромовый сплав типа 80-20 ~ 2,5% Ti и 0,5—1,0% А1, что при-
водит к образованию в его структуре у'-фазы (10—12%), значи-
тельно повышает релаксационную стойкость при 600—650° С
(сплав ХН77ТЮ, табл. 39). Однако, поскольку твердый раствор
сплава не упрочнен дополнительным легированием, при более
высокой температуре релаксационная стойкость значительно сни-
жается, особенно при больших сроках службы (рис. 100). При
этом влияние фактора времени усиливается с повышением тем-
пературы, что видно из расхождения кривых о\. — 1 в области
650—700° С. В результате при 700° С уже после 3000—5000 ч со-
храняется лишь 30—40% от начального напряжения.
Для повышения эффективности упрочняющего воздействия из-
быточных фаз и создания длительной релаксационной стойкости
при 700—800° С необходимо, как уже отмечалось, одновременно
легировать твердый раствор вольфрамом, молибденом, кобальтом.
Границы растворимости этих элементов, а также титана и алю-
179
Таблица 39
Сопоставление релаксационной стойкости некоторых иикельхромовых
сплавов * после закалки и стабилизирующего отпуска
Сплав Темпера- тура, °C По. кгс/мм2 от, кгс/мм2, за время, ч
10С0 200Э 5000 10000 *•
Х20Н80 600 15 5,2 4,5 3,4
20 6,1 5,5 —— 4,6
ХН77ТЮ (Э1-I437A) 600 20 16,1 15,8 14,8 12,8
650 20 14,7 13,8 12,4 10,3
700 20 11,6 10,1 7,4 4,6
ХН70ВМЮТ (ЭИ765) 650 0j5o'q2 22,0 20,0 18,0 17,0
700 0,5cF02 17,5 16,0 14,0 12,0
750 0» 5(7^2 12,0 10,6 •— 3,2
800 0j5(7O2 7,2 — .—. —
XH65BMTIO (ЭИ893) 750 Oj5(To2 17,3 16,4 14,6 13,5
800 0,5сто2 12,0 11,0 7,0 5,0
ХН67ВМТЮ (ЭП202) 800 0»5(Iq2 8,1 .— — —
850 7су02 9,2 — —
850 5,2 — — —
* Химический состав по ГОСТ 5632 — 72.
** Экстраполированные значения.
миния в системе Ni—Сг—Fe установлены в
работе [ПО]. Содержа-
ние избыточных фаз в сплаве для обеспечения структурной ста-
Рис. 100. Релаксационная стойкость <тт сплава
ХН77ТЮ (ЭИ437А) в зависимости от вели-
чины (То, времени релаксации и температуры:
<т0, кгс/мм2: а — 25; б — 20; в — 15; время, ч:
1 — 500; 2 — 1000; 3 — 3000; 4 — 5000
бильности и длительной пла-
стичности должно быть при-
мерно 20%. Изоморфность их
кристаллической решетки с
решеткой твердого раствора
также способствует стабиль-
ности жаропрочных свойств.
Таким принципам легиро-
вания отвечают, в частности,
сплавы ХН67ВМТЮ,
ХН70ВМТЮ, ХН70ВМЮТ,
ХН65ВМТЮ, относящиеся к
шестикомпонентной системе
Ni—Сг — W — Mo — Ti — А1.
Все они имеют намного боль-
шую релаксационную стой-
кость, чем сплав ХН77ТЮ
(см. табл. 39). Рассмотрим
подробнее сплавы ХН70ВМЮТ и ХН65ВМТЮ, так как их сопо-
ставление позволяет выяснить характер дополнительного влияния
карбидных фаз. Эти сплавы по химическому составу различаются
содержанием вольфрама (5 и 10%) и углерода, а также соотноше-
180
нием титана и алюминия. В первом сплаве отношение Al : Ti —
= 1,5, во втором 1:1, суммарное же содержание обоих элемен-
тов практически одинаково (3—3,5%). Более высокое содержа-
ние углерода в сплаве ХН70ВМЮТ (до.0,16%) вызывает обра-
зование наряду с интерметаллидной фазой Ni3(Ti, Al) также за-
метного количества карбидных и карбонитридных фаз. В сплаве
ХН65ВМТЮ основной упрочняющей фазой является интерметал-
лид Ni3(Ti, Al); содержание карбонитридных и боридных фаз
очень мало.
Преимущество сплава ХН65ВМТЮ по релаксационной стой-
кости при 750—800° С, особенно при длительных сроках службы,
очевидно из данных табл. 39. Отмеченные выше особенности фазо-
вого химического состава обоих сплавов подтверждают, что сме-
шанное (интерметаллидно-карбидное) упрочнение никельхромо-
вых сплавов себя не оправдывает.
Систематическое изучение релаксационной стойкости наиболее
применяемых отечественных жаропрочных сплавов на основе
Ni—Сг было проведено одним из авторов совместно с В. М. Пост-
новым и В. А. Ужик. Полученные (методом растяжения) резуль-
таты изложены в работе [111].
Численные характеристики релаксационной стойкости ряда
зарубежных сплавов можно найти в публикации [112], подготов-
ленной Американским обществом испытания материалов (ASTM).
Таблица 40
Зависимость от температуры сопротивления ползучести и релаксации
жаропрочных сплавов на никелевой основе
Сплав Темпера- тура, °C кгс/мм2 Sww/OJM ‘г» Сплав Темпера- тура, °C кгс/мм2 ‘г.
ХН70ВМЮТ 750 17,0 12—14 ХН70ВМТЮ 750 15,0 15
(ЭИ765) 800 11,0 7,2 (ЭИ617) 800 12,5 10
850 —-— 2,7 850 8,3 5
ХН67ВМТЮ 750 22,0 16,7 900 5,0 *3 1,5 *3
(ЭП202) 800 15,0 10,2 ХН62МВКЮ 750 25,0 20
850 9,6 5,2 (ЭИ867) 800 18,5 10
900 5,3 — 850 12,5 5 *4
ХН65ВМТЮ 750 23,0 19—21 900 8,0 —-
(ЭИ893) 800 15,0 13—14
850 10,5 7,6
900 6,0 —
•| Для деформации 0,5% за 1000 ч.
*а При Go 0,6аоа.
*• За 500 ч.
*4 За 300 ч.
181
Для большинства сплавов на никельхромовой основе при 800—
850° С характерно релаксационное разупрочнение, которое про-
текает более интенсивно, чем разупрочнение в условиях ползу-
чести. Об этом убедительно говорят данные табл. 40 для пяти
жаропрочных сплавов. Здесь в качестве характеристики ползу-
чести принято напряжение <тп, вызывающее суммарную дефор-
мацию в 0,5% за 1000 ч, а в качестве характеристики релакса-
ции — оставшееся напряжение релаксации охза тот же срок (при
о0 0,6стО2). Такое сопоставление правомерно, поскольку оба
критерия отображают сопротивление металла пластической де-
формации.
Из табл. 40 видно, что даже в сложнолегированных сплавах
уже после 100—120 ч при 850° С сохраняется 30—40% от вели-
Рис. 101. Изменение сопротивления ползучести и релаксации типичных никельхромовых
сплавов с температурой:
I — о за 1000 ч; 2 — ат за 1000 ч
чины начального напряжения, а после 500 ч — всего 20—25%
[1131.
Если принять значения <тп и от при 750° С (за 1000 ч) за еди-
ницу, то относительное сопротивление ползучести при 850° С упо-
мянутых никелевых сплавов составит ~0,5; относительное же
сопротивление релаксации колеблется в пределах 0,23—0,36
(рис. 101). Для 900° С имеем соответственно 0,24—0,32 и —0,1 %
(сплав ХН70ВМТЮ) [113]. Таким образом, с повышением тем-
пературы диспропорция между сопротивлением сплава ползу-
чести и релаксации увеличивается.
Следует отметить, что присущее никельхромовым сплавам ре-
лаксационное разупрочнение в интервале 800—850° С не может
быть предотвращено термической обработкой.
7. КОБАЛЬТСОДЕРЖАЩИЕ НИКЕЛЬХРОМОВЫЕ СПЛАВЫ
Известно, что дополнительное легирование сплавов на никель-
хромовой основе кобальтом в количестве от 5 до 20% существенно
повышает их жаропрочность. Данные о влиянии кобальта в таких
сплавах на их сопротивление релаксации при высоких температу-
рах в литературе отсутствуют.
Этот вопрос был нами изучен [111] на примере сплавов
ХН62МВКЮ (ЭИ867), ХН60МВКЮ (ЭИ661) и ХН55ВМТКЮ
182
(ЭИ929), содержащих (соответственно) 5, 10 и 14% Со. Темпера-
тура испытания была выбрана 850° С, поскольку при меньших тем-
пературах применение кобальтсодержащих сплавов экономически
неоправданно. Значения оставшихся напряжений даны в табл. 41,
куда для сопоставления включены также данные для сплава
ХН70ВМТЮ (ЭИ617), не содержащего кобальта.
Таблица 41
Релаксационная стойкость кобальтсодержащих сплавов при 850° С
Сплав <Л>. кгс/мм2 (JT, кгс/мм2, за время, ч
60 120 200 600 1000
ХН55ВМТКЮ 25 16,5 15,5 14,8 12,8 11,0
(ЭИ929) 30 20,0 18,5 17,0 15,0 13,0
35 23,0 21,0 19,2 16,5 —
40 24,0 22,0 20,0 17,5 —
ХН62МВКЮ 20 8,4 '7,0 5,5 4,0 —
(ЭИ867) 25 9,8 8,0 6,4 5,2 —
25 * 13,0 11,2 9,6 7,2 —
30 11,5 9,0 7,2 5,8 —
30 * 14,5 11,5 —10,0 7,7 —
ХН70ВМТЮ 20 — 8,0 — 5,5 4,0
(ЭИ617) 25 — — 10,0 — 6,6 5,2
30 — 12,0 — 8,0 6,0
* С подгружен нем до 25
кгс/мм® через 300 ч.
Сплав ХН62МВКЮ (ЭИ867) с 5% Со при 850° С дает примерно
те же значения оставшегося напряжения за 500 ч, что и сплав
ХН70ВМТЮ (ЭИ617) за 1000 ч. Однако сплав ХН55ВМКТЮ
Рис. 102. Первичные кривые релаксации сплава
ХН55ВМКТЮ (ЭИ929) при 850° С; Ow, кгс/мм2;
1 — 25; 2 — 30; 3 — 35; 4 — 40
(ЭИ929) с большим содержанием кобальта (—14%) показал очень
высокую релаксационную стойкость. Значения а500 и п1000 (при
ст0 = 25—30 кгс/мм2) примерно в два раза выше, чем у сплава
ХН62МВКЮ (ЭИ867) и у сплава ХН70ВМТЮ (ЭИ617) без ко-
183
бальта. Первичные кривые релаксации сплава ХН55ВМКТЮ
(ЭИ929) (рис. 102) подтверждают его высокое сопротивление релак-
сации при 850° С на сроки до 1000 ч.
Столь различное поведение двух кобальтсодержащих сплавов
в условиях высокотемпературной релаксации напряжений не сле-
дует относить целиком за счет разницы в содержании кобальта.
Сплав ЭИ929 имеет весьма высокое суммарное содержание (Ti +
+ Al) 5,8%, в связи с чем количество у'-фазы в структуре после
оптимальных режимов старения доходит до 40%. При этом ко-
бальт, в основном'образующий твердый раствор, частично входит
в у'-фазу, которая может быть описана как (Ni, Со)3 (Ti, Al). Что
касается сплавов ЭИ661
Таблица 42 и ЭИ867, вовсе не со-
держащих титана, то
упрочняющую фазу (ти-
па Ni3Al) образует алю-
миний, содержание ко-
торого в этих сплавах
составляет около 5 %.
Сплав ЭИ661 с 10%
Со по релаксационной
стойкости занимает про-
межуточное место меж-
ду сплавами ЭИ867 и
ЭИ929.
Наши исследования
показали, что сплав
ЭИ867 относится к чис-
лу циклически упроч-
няемых в условиях по-
вторных нагружений
(см. гл. IV, с. 110). По-
вторными нагружения-
Длительная прочность <7д. п,
предел ползучести <тп и оставшееся
напряжение релаксации <7Т
при 850° С, кгс/мм2
Свойства Время, ч] Сплавы
ХН62МВКЮ (ЭИ867) ХН55ВМТКЮ (ЭИ929)
<тт при а0 = 120 9,0 18,5
= 30 кгс/мм2 500 5,8 15,0
1000 — 13,0
<Тп 100 — —
500 16,0 20,5
1000 15,0 19,0
ПД. п 100 28,0 30,0
500 20,0 22,0
1000 17,5 20,0
ми удалось заметно по-
высить уровень оставшихся напряжений при 850° С (см.
табл. 41).
Особенностью сплавов ЭИ867 и ЭИ929 является их различное
поведение в условиях релаксации "и ползучести, что видно из
табл. 42. Релаксационная стойкость сплава ЭИ929 примерно в два
раза выше, 'чем сплава ЭИ867. Однако по пределам ползучести
и длительной прочности оба сплава достаточно близки друг к
другу.
Изложенное позволяет заключить, что путем введения зна-
чительного количества кобальта (не менее 12%) в никелевую ос-
нову, содержащую 10% Сг, 5—10% Мо и 5% W при суммарном
содержании Ti + А1 = 5—6%, можно получить сплавы с доста-
точно высокими показателями релаксационной стойкости при тем-
пературах до_850с С.
184
6. ЦВЕТНЫЕ МЕТАЛЛЫ и сплавы
Большое разнообразие методик испытания и критериев оценки
релаксационной стойкости цветных металлов и их сплавов крайне
затрудняет сопоставление данных по отдельным сплавам. Поэтому
здесь будут отмечены лишь основные тенденции по влиянию леги-
рования на релаксационную стойкость основных групп сплавов
цветных металлов.
Искажения кристаллической решетки металла вследствие рас-
творения атомов легирующих элементов способствуют повышению
сопротивления релаксации (и ползучести). В одних случаях для
этого достаточно сотых и даже тысячных долей добавляемого эле-
мента (микролегирование), в других — несколько процентов и
более. Именно с упрочнением за счет химического искажения кри-
сталлической решетки связан известный факт, что некоторые
технические металлы оказывают большее сопротивление релакса-
ции напряжений, чем химически чистые. Так, например, обстоит
дело с техническим и чистым алюминием, содержащим 99,0 и
99,99% А1 соответственно. Другим примером микролегирования
может служить введение микродоз висмута в медь, что заметно
повышает ее сопротивляемость релаксации напряжений.
Низкая релаксационная стойкость легкоплавких металлов мо-
жет быть заметно повышена макролегированием. Интенсивность
релаксации напряжений (при комнатной температуре) в олове
при введении в него 5% Bi или 5% Sb уменьшается в два раза, при
введении 3,5% Ag— в четыре, а 5% Cd — в шесть раз. На сви-
нец аналогичным образом влияют магний, кальций и олово; на
цинк — алюминий и медь.
Релаксационная стойкость технического титана в интервале
температур 20—500° С существенно повышается при легировании
его алюминием, хромом, молибденом.
Эффективность легирования алюминия медью, меди никелем,
никеля алюминием, хромом, кобальтом и железом была показана
в работах Б. М. Ровинского с сотрудниками [6, 14].
Легкие сплавы. Релаксация напряжений в сплавах АЦМ и AM
на алюминиевой основе изучена Д. И. Байковым [52].
Сплав АЦМ содержит 5% Zn и 1,8% Mg, значение ст02 равно
36,2 кгс/мм2; сплав AM содержит 5,8% Mg; ст02 = 18,7 кгс/мм2.
Первичные кривые релаксации сплава AM при о0 = 18 кгс/мм2
и температурах от 140 до 200° С приведены на рис. 103, а. Харак-
терно резкое падение напряжения в первый же час испытания при
180° Сив особенности при 200° С. В дальнейшем интенсивность
процесса релаксации уменьшается.
Аналогичный вид имеют первичные кривые и для дисперсионно
твердеющего сплава АЦМ (рис. 103, б), для которого начальное
напряжение было в два раза выше (в соответствии с более вы-
соким пределом текучести). Хотя абсолютные значения остав-
шегося напряжения у сплава АЦМ значительно выше, но если 0Т
185
выразить в долях от предела текучести о02, то разница в кинетике
падения напряжений у обоих сплавов сведется к минимальной.
На рис. 103, в представлена зависимость падения напряжения
во втором периоде релаксации Д<тп от начального напряже-
ния Оц для деформированного алю-
миниевого сплава В-95 при нормаль-
ной и умеренно повышенных темпе-
ратурах.
Как видно, для данного време-
ни релаксации т эксперименталь-
Рис. 104. Механические свойства (ст , от)
и релаксационная стойкость (Дст/О0)
при 100° С отожженных сплавов А1—Si
Рис. 103. Первичные кривые релаксации
(а, б) и зависимости ДСТц — <т0 (в) алюминие-
вых сплавов при разных температурах, °C:
1 — 20; 2 — 70; 3—100; 4—140; 5 —
160; 6 — 180; 7 — 200
Рис. 105. Кривые релаксации ли-
тейных алюминиевых (а) и магние-
вых (б) сплавов после стандартной
термообработки:
1 — АЛ321; 2 — АЛЮ; 3 — АЛ24;
4 — АЛ9; 5 — АЛ8; 6 — МЛ 10;
6* — МЛ 10 (после отжига); 7 —
МЛ 12; 7* — МЛ 12 (после отжига);
8 — МЛ5; 9 — МЛ6
ные точки хорошо ложатся на прямые линии. Однако в соот-
ветствии со сказанным в разделе 1 гл. III зависимости До =
= f (<т0) и Дои = f (о0) для дисперсионно твердеющих сплавов
могут быть криволинейными. Действительно, если по первичным
кривым для сплава АЦМ (см. рис. 103, б) построить диаграмму,
аналогичную рис. 103, е, то зависимость (для данного т) выразится
ломаными кривыми типа показанных на рис. 37, е.
186
Влияние на релаксационную стойкость алюминиевых сплавов
легирования их кремнием изучено М. Л. Хенкиным и И. X. Лок-
шиным [50]. На рис. 104 приводятся в функции от содержания
кремния значения механических свойств (ои, сгт) и показателя ре-
лаксации До/(т0 при 100° С. Несмотря на повышение характери-
стик ов и аг, релаксационная стойкость сплава с увеличением
содержания кремния ухудшается.
Низкую релаксационную стойкость А1—Si сплавов (типа си-
лумин) можно объяснить наличием фаз с резко различающимися
коэффициентами линейного расширения (см. гл. VI, с. 228), не-
стабильностью дислокационной структуры и низкой легирован-
ностью твердого раствора (поскольку растворимость кремния
в алюминиевой фазе чрезвычайно мала).
Другой особенностью сплавов типа силумин является то, что
у них релаксация напряжений при температурах ниже 0° (напри-
мер, —70° С) протекает более интенсивно, чем при комнатной
и умеренно повышенных температурах. Это подтверждает правиль-
ность схемы температурной зависимости релаксации, приведенной
в гл. I (см. рис. 11).
Широкое распространение в машиностроении получили литей-
ные легкие сплавы на алюминиевой и магниевых основах. Пред-
ставление о сравнительной релаксационной стойкости таких спла-
вов (при 100° С) после оптимальной термообработки дают кривые
релаксации рис. 105 [501.
Среди алюминиевых литых сплавов наилучшей релаксацион-
ной стойкостью (при 100° С) обладают сплавы системы А1—Си
марок АЛ321 и АЛ19 (рис. 105, а); менее высокую стойкость имеют
сплавы систем А1—Zn (АЛ24) и Al—Si (АЛ9). Очень низкое сопро-
тивление релаксации имеют А1—Mg сплавы, что видно на при-
мере сплава АЛ8.
Магниевые сплавы (рис. 105, б) по сравнению с алюминиевыми
характеризуются менее высокой релаксационной стойкостью.
Среди них выделяется сплав МЛ 10, относящийся к системе Mg—
Nd. Заметно меньшую релаксационную стойкость имеют сплавы
систем Mg—Zn (МЛ 12) и Mg—Al (МЛ5, МЛ6).
Приведенные данные, к сожалению, не дают возможности по-
строить зависимости величины <гт или Дет от содержания легирую-
щих элементов (Си, Zn, Al, Nd), подобно тому, как это сделано для
кремния (см. рис. 104).
Результаты относительно кратковременных испытаний на ре-
лаксацию напряжений при 100° С литого сплава алюминия с гер-
манием (до 25% Ge) после различных термообработок приведены
в работе [50]. Релаксационная стойкость двух алюминиевоберил-
лиевых сплавов с 20 и 70% Be при температурах 20—300° С изу-
чена Д. Я- Брагиным с сотрудниками [114]. Сплав с 70% Be по-
казал более высокое сопротивление релаксации при комнатной
температуре (о100 = 23,3 кгс/мм2 против 20,4 кгс/мм2 для сплава
С 20% Be), а также при 100° С. Однако он имеет невысокую стой-
187
кость при 200° С (о100 — 4,8 и 6,2 кгс/мм2 при <т0 = 15 и 25 кгс/мм2
соответственно) и совершенно неудовлетворительную при 300° С.
Джиббс и Ходсон [115] опубликовали данные о кратковре-
менной релаксации напряжений в сплаве на магниевой основе
Magnox А1-80 (0,8% Al, 0,004% Be) при температурах от 100 до
450° С. Однако из-за существенного различия в методиках испы-
таний их нельзя сопоставить с приведенными выше результатами
для алюминиевых сплавов.
Титан и его сплавы. Релаксационная стойкость сплавов на ос-
нове титана наиболее систематично (в широком диапазоне напря-
жений, времени и температур) изучена в ЦКТИ Л. П. Никити-
ной [116], которой построены зависимости До = / (<т0/ст02). При-
меры такой зависимости (оказавшейся прямолинейной) для сплава
АТЗ при температурах 20 и 350—550° С приведены на рис. 106.
Примечательно, что при 350° С величина Дет для 0,6
меньше, чем при 20° С. Это подтверждает концепцию о непрямо-
линейном характере зависимости До — t (см. гл. I).
В табл. 43 приведены условные пределы релаксации при 100° С
для сплавов, применяемых в промышленности [50].
Таблица 43
Пределы релаксации и механические свойства
при 100" С титановых сплавов
Сплав Предел упруго- сти ст Условный предел релаксации Предел прочно- сти <тв Удлине- ние б, ‘ %
первый период * второй период **
кгс/мм2
Титан металлокерамический 32,7 20—23 7—8 86,5 4,6
ВТ1-0 17,5 7—9 5—6 44,5 29,0
ВТ1-1 25,1 10—11 6-7 52,7 27,4
ВТ5 . . 56,0 43—47 30—35 82,0] 13,7
ВТб упрочненный ... 73,0 55—60 35—40 115,4 12,8
В Тб отожженный .... 68,1 25—30 8—10 103,0 13,2
ВТ8 упрочненный . . 101,7 65—70 40—45 132,7 9,7
ВТ8 отожженный 81,5 45—50 35—40 114,2 17,3
ВТ 15 закаленный 76,4 7—8 4—5 183,5 14,5
ВТ15 закаленный и соста-
ренный 101,8 50—55 27—30 135,5 3,5,
ВТ18 91,5 30—35 20—25 113,0 16,8
ВТ22 упрочненный .... 106,8 68—70 55—60 138,5 12,4
ВТ22 отожженный .... 101,7 65—68 53—57 130,0 13,6
ВТ5Л 55,9 42—47 35—40 72,3 5,4
ТС5Л 64,3 46—50 35—40 97,0 5,9
* Напряжение, вызывающее
0,005% за 500 ч.
** Напряжение, вызывающее
0,001% в интервале 500—3000 ч.
в условиях релаксации остаточную деформацию
в условиях релаксации остаточную деформацию
188
Наиболее высокой релаксационной стойкостью (при 100° С)
обладают двухфазные (а + Р) сплавы ВТ22 и ВТ8. Однофазный
р-сплав ВТ 15 (даже в состаренном состоянии) имеет вдвое меньшие
пределы релаксации при практически одинаковых значениях пре-
делов прочности и упругости. В закаленном же состоянии сплав
ВТ15 обладает совершенно неудовлетворительной релаксацион-
ной стойкостью, несмотря на весьма высокий предел прочности
(ов = 183 кгс/мм2), что связано с нестабильностью его структуры.
Весьма высоким сопротивле-
нием релаксации в сочетании с
высокими механическими свой-
ствами обладает и другой двух-
фазный сплав — ВТ8, содержа-
щий 6% А1 и 3,5% Мо. Свои
преимущества этот сплав со-
храняет с повышением темпе-
ратуры, что видно из табл. 44.
При 20° С пределы релакса-
ции обоих сплавов одинаковы,
а при 350° С для сплава ВТ8 ве-
личина предела релаксации в
два раза выше, чем для сплава
Таблица 44
Условные пределы' релаксации
титановых сплавов
Рис. 106. Падение напряжения в зависи-
мости от величины сг()/(То2 при различных
температурах в титановом сплаве АТЗ. Вре-
мя релаксации, ч:
1 — 1; 2 — 10; 3 — 100; 4 — 1000
Сплав Условный предел релакса- ции, кгс/мм2, при темпера- турах, °C
20 350 450 500 550
ВТ8 37,5 18,5 6,5
АТЗ * 37,5 9,0 8,0 — 2,0
ВТЗ-1 50,0 7,0 — —• —
* 1,5% А1 и 2,5%Сг.
АТЗ. Это свидетельствует о положительном влиянии молибдена
на теплостойкость титановых сплавов в условиях релаксации
напряжений и, кроме того, лишний раз подтверждает недоста-
точность значения характеристик релаксации сплавов при 20° С
для суждения об их релаксационной стойкости при повышенных
температурах. Сплав ВТ8, как и другие титановые сплавы с
двухфазной структурой (а + р), можно считать релаксационно-
стойким в условиях длительной службы (исчисляемой сотнями
и тысячами часов) до температуры 400—450° С.
189
В работе Г. И. Арковенко и др. [117] исследовалось влияние
на релаксационную стойкость сплавов ВТЗ-1 и ВТ-14 технологи-
ческих факторов. В частности, показано, что применение опти-
мальных режимов горячего деформирования, повышающих пла-
стичность титановых сплавов, одновременно повышает сопротив-
ление релаксации напряжений.
По данным Б. А. Зорина и Э. М. Пермяковой, наибольшая ре-
лаксационная стойкость у сплава ВТЗ-1 (при температурах 600—
700° С) наблюдалась после двойного отжига (870 + 650° С), наи-
меньшая — после закалки с
870° С.
Медь и медные сплавы. Ре-
лаксационные свойства техни-
ческой меди разной степени чи-
стоты изучали при комнатной,
повышенных и пониженных
(ниже 0°С) температурах. Мож-
Рис. 107. Длительная релаксация напряжений
технически чистой меди при нормальной тем-
пературе. Цифры на кривых — значения
кгс/мма
Рис. 108. Длительная релаксация на-
пряжений бериллиевой бронзы при
20° С:
а — отпуск при 300° С, 4 ч; б — то же,
320° С, 2 ч; в — то же, 350° С, 1 ч;
1 — Бр.БНТ; 2 — Бр.Б2,5; 3 — Бр.Б2
но отметить исследования Б. М. Ровинского [6], Фелтэма [59].
Построенная по экспериментальным данным Бойда для бескисло-
родной меди высокой чистоты зависимость ох — f (о0) оказалась
прямолинейной при температурах 20—270° С, но уже при 300° С
(~0,47'пл) прямолинейность нарушается.
Уникальные по длительности (50 000 ч) испытания технической
меди (98% Си) при комнатной температуре были проведены
в ЦНИИТмаше Т. И. Волковой [57]. Начальное напряжение со-
ставило от 0,25 до 0,42 от о02. Из кривых о—т (рис. 107) видно,
что релаксация напряжений в меди при 20° С происходит не только
в первом, но и во втором периоде релаксации. Однако падение
напряжения крайне мало и составляет для принятых значений о0
всего 0,55—0,85 кгс/мм2 за 50 000 ч.
Из основных групп медных сплавов наибольшее число данных
о релаксационной стойкости имеется для бериллиевой бронзы.
Это объясняется ее относительно высокими упругими свойствами,
позволяющими широко использовать указанный материал для
190
изготовления всевозможных пружин, работающих при комнатной
и умеренно повышенных (до 150° С) температурах.
На рис. 108 приводятся данные о длительной релаксационной
стойкости (до 30 000 ч) бериллиевой бронзы трех стандартных ма-
рок после различной термической обработки (при комнатной
температуре) [97]. Наилучшее сопротивление релаксации имеют
бронзы 1 Бр.БНТ и Бр.Б2,5. Значительно слабее Бр.Б2, что осо-
бенно заметно при более длительных сроках службы.
Данные о релаксационной стойкости трех других бронз при-
ведены в табл. 45. Характерно, что сплав Бр.АЖ9-4Л, отличаю-
щийся весьма высоким пределом текучести, превосходящим пре-
дел текучести двух других сплавов в три—шесть раз (при 20° С),
показал наиболее резкое спадание напряжений и притом в пер-
вый же час испытания. В дальнейшем величина ох сохраняется
практически на том же уровне в течение всего срока испытания
(1000 ч).
Таблица 45
Релаксационная стойкость бронзы
(по данным А. А. Чижика и Л. Б. Гецова)
Материал Темпера- тура, °C S S «эк <тт, кгс/мм2, за время, ч
1 10 32 100 320 1030
Бр. ОЦС5-5-5 20 8,8 8,5 8,27 8,16 8,04 8,03 8,01
(<т02 = 11 кгс/мм2) 100 7,7 5,6 5,5 5,2 5,2 — —
200 7,7 4,5 4,5 4,2 4,1 —- —-
300 6,6 5,3 5,03 4,2 4,0 —
Бр. АМц9-2Л 20 13,0 12,4 12,33 12,33 12,27 12,17 12,17
(<т02 = 20 кгс/мм2) 100 11,34 10,55 10,22 10,15 10,0 — —
200 11,34 9,01 8,22 7,73 7,61 — —
300 9,72 5,31 4,05 3,25 2,95 — —.
Бр. АЖ9-4Л 20 30,0 — 22,27 21,9 21,75 — —
(<т02 = 67 кгс/мм2) 20 43,0 28,8 28,5 28,12 28,12 28,05 27,6
100 37,8 21,65 21,18 20,14 17,33 — —
200 37,8 5,82 5,4 4,85 4,85 —. —
300 32,4 6,77 5,58 4,58 4,18 — —
Релаксационная стойкость алюминиевой бронзы Бр. А7 при
комнатной температуре ниже, чем бериллиевой и оловяннофосфо-
ристой [118]. С повышением температуры до 150—200° С берил-
лиевая бронза сохраняет свое преимущество, а оловяннофосфори-
стая несколько уступает алюминиевой по релаксационной стой-
кости.
При 100° С алюминиевая бронза Бр. АМц9-2 по сопротивлению
релаксации оказалась наилучшей в ряду исследованных [50]
медных сплавов (рис. 109). Менее высокая и практически одина-
1 По ГОСТ 493—54.
191
Ковая релаксационная стойкость у сплавов Бр.КМцЗ-1 и
Бр.АЖЭ-4, еще меньшая — у оловяннофосфористой бронзы
Бр.ОФ7. Совершенно неудовлетворительной релаксационной стой-
костью обладают латуни.
Данные о релаксационной стойкости (за 300 ч) при высоких
температурах стандартных медных сплавов, а также некоторых
сплавов на основе никеля приведены в табл. 46. И здесь берил-
лиевая бронза (особенно марки Бр. БНТ-1,9) имеет очевидное
преимущество при температурах до 250° С над оловяннофосфори-
стой и кремнемарганцовистой бронзами. Так, у бронзы БНТ-1,9
через 300 ч при 200° С сохраняется еще 70% от начального на-
пряжения. Длительная проч-
Рис. 109. Релаксация напряжений в медных
сплавах при 100° С (после деформации на
50% с последующим отжигом):
1 — ЛС59; 2 — Л62; 3 — Бр.ОФ7; 4 —
Бр.АЖ9-4; 5 — Бр.КМцЗ-1; 6 — Бр.АМц9-2
ность бериллиевых бронз при
200° С также достаточно высо-
ка. Но для деталей, работаю-
щих в условиях релаксации
напряжений, предельная рабо-
чая температура бериллиевой
бронзы ограничивается 150° С
[97].
При 300° С и выше у берил-
лиевой бронзы после определен-
ных режимов термической обра-
ботки релаксационный процесс
может протекать аномально (от-
рицательная релаксация). Под-
робнее это рассматривается в
гл. VI. *
К числу сплавов на основе меди можно отнести медноникеле-
вые сплавы МНЦ15-20 и МНАб-1,5**, более известные как ней-
зильбер и куниаль. Они обладают лучшей релаксационной стой-
костью среди медных сплавов при повышенных температурах
(см. табл. 46), сохраняя, например, при 250° С за 300 ч 70—75%
начального напряжения.
Более подробные сведения о механических и технологических
свойствах медных сплавов в связи с их термической обработкой и
назначением освещены в труде А. Г. Рахштадта [97 ].
Сплавы на основе никеля. По сравнению с медными сплавами
эти сплавы имеют значительно большую релаксационную стой-
кость при комнатной и в особенности при повышенных темпера-
турах. В табл. 46 приведены данные для двух отечественных и двух
зарубежных сплавов этого типа, находящие практическое приме-
нение для токоведущих пружин [97 ].
* В последние годы у нас и за рубежом разработан ряд новых пружинных
сплавов на медной и никелевой основах. Данные по этим сплавам и методы упроч-
нения изготовляемых из них пружин см. в обзорной статье [119].
** По ГОСТ 492—73.
192
Рис. 120. Микроструктура аустенитных сталей. Х200:
а — сталь 12Х18Н9Т. закалка с 1050° С; б — то же, с 1250° С; в — сталь
09Х14Н18В2Б. з ж лка с 1000° С; а — то же, с U50° С; д -сталь
15X2U1125BMJB, закалка с 1000° С; е — то же, с 1200° С
Заказ 289
Рис. 139. Микроструктура жаропрочной
аустенитной стали 08X151124 В1ТР:
а — 650° С, 10 000 ч (фаза Ni3Ti).
X 20 000; б - 700° С. 10 000 ч (фаза
Ni3Ti). X 15 000; в 750° С, 10 000 ч
(фазы Ni3Ti и Fe2W). 7500
Рис. 1 10. Электронограмма интерме-
таллндной фазы Fe2W в Fe Ni Сг
сплаве ХН35ВТ (ЭИ612). X 100 000
(данные А. М. Клыпиной)
Рис. 143. Микроструктура жаропрочных Сплавов до и после испытания на релаксацию:
— сплав ХН77ТЮ (ЭИ437А) при 750° С; II — сплав ХН65ВМТЮ (типа ЭИ893) при 850° С; а — исходное состояние;
б — после испытания на релаксацию (3000 ч); е — то же, с двукратным подгруженном. ХЮ 000
Рис. 144. Микроструктура сплава II + 4% Си (данные М. Л. Хенкина).
а — закалка + старение при 150° С в течение 2000 ч; б — после релаксации напряженно
при 150° С в течение 650 ч. <30 000
Наиболее распространен никелебериллиевый сплав ЭИ966
(2—2,5% Be), сохраняющий 90% начального напряжения за 300 ч
при 350° С. Примерно одинаковое сопротивление релаксации на-
пряжений имеет более сложный по составу сплав с 5% Ti, 2% Al
и 1% Nb.
Таблица 4G
Сопоставление релаксационной стойкости некоторых сплавов
на основе меди и никеля *
Сплав °г/°0 за 4 (% к начальному) при температурах, °C
ISO 200 250 300 350 400
Сплавы на основе меди
Л-62 Бр. КМцЗ-1 68 82 40 50 8 25 I Z 1 — —
Бр. ОФ6.5-1.5 82 50 25 —. —
Бр. Б.2,5 88 65 25 — — —
Бр.БНТ-1,9 84 70 50 0 — —
МНЦ15-20 96 90 70 52 35 15
6% (Ni + Со); 1,3% А1 94 85 75 60 42 23
ЭИ996 (2,3% В() Сплавы на основ 97 ? никеля 96 94 90 80
2% А1; 5% Ti; 1% Nb — 99 98,5 98 92 82
30% Со; 2,3% Ti; — 99 98,5 98 95 90
1,75% Al 4,5% Rc, 1% Al — 99 98,5 98 97,5 80
* о0 = 15 кгс/мм*.
Оптимальная рабочая температура упругих элементов из сплава
ЭИ996 составляет 250° С [97 ]. С. О. Цобкало и др. [118 J приводят
для указанного сплава более высокую допустимую температуру
(300° С). При этой температуре сплав обладает достаточно высо-
кой ЮО-ч длительной прочностью (14 кгс/мм2).
Два последних сплава, упомянутые в табл. 46, мало разли-
чаются по релаксационной стойкости в интервале температур
250—350° С; лишь при 400° С Ni—Со сплав имеет некоторое пре-
имущество. Последнее, однако, не столь существенно, чтобы оправ-
дать наличие в сплаве 30% Со либо 4% Re.
Помимо рассмотренных сплавов, широко известны сплавы ни-
келя с 15—20% Сг (нихром). В качестве релаксационностойкого
материала они в чистом виде не применяются, но служат основой
для создания более сложнолегироваиных сплавов с высоким сопро-
тивлением релаксации и ползучести.
7
Л. М. Борздыка, Л. Б. Гецоп
193
Уран. Процессы релаксации напряжений в уране исследовали
А. А. Цветаев, В. И. Бовенко и Ю. Н. Голованов [120]. Испыты-
вался уран следующего химического состава, %-10 3:
Fe . . . 0,9
Si . . . 1,6
Al . . . 1,0
Ni - . . 2,0
Си . . . 0,23
N . . . 3,00
С ... 60
Путем волочения металл был протянут до диаметра 1,3 мм и
подвергнут двукратной фазовой перекристаллизации для удаления
текстуры и отжигу в течение 6 ч при 620° С.
Испытания на релаксацию (при изгибе) проводили на релак-
т,мин
Рис. 110. Кратковременная релаксация напряжений в уране:
а — первичные кривые релаксации при 200° С отожженного (/), закален-
ного (2) и деформированного (5) урана; б — зависимость In Д—с при раз-
личных температурах
ниях, не превышающих предел текучести урана при данной тем-
пературе (рис. ПО).
Увеличение интенсивности релаксации напряжений для за-
каленного и особенно деформированного урана авторы объясняют
увеличением степени неравновесности металла из-за наличия
в нем точечных дефектов. Зависимость In А — т для трех темпера-
тур (см. рис. ПО, б) при продолжительности опытов 40 мин имеет
линейный характер. Однако авторы отмечают, что при наличии
напряжений в металле, близких к величине о02, кинетика про-
цесса релаксации может измениться.
9. ТУГОПЛАВКИЕ МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ
Методика испытаний металлов на релаксацию напряжений при
температурах выше 900—1000° С, отвечающих технически целе-
сообразному применению тугоплавких металлов как релаксацион-
ностойких материалов, очень сложна; кроме того, молибден и
особенно ниобий при 1000—1600° С обладают низкой химической
стойкостью. Установлено, что в процессе длительных испытаний
при 1300° С и выше в вакууме происходит насыщение кислородом
194
ниобия и в меньшей степени молибдена, в результате чего поверх-
ность испытанных образцов окисляется [121].
Отчасти этим объясняется немногочисленность литературных
данных о высокотемпературной релаксации напряжений в туго-
плавких сплавах. Имеющиеся данные относятся к испытаниям
в течение нескольких часов или даже минут [122].
В связи с этим представляют интерес приведенные в табл. 47
характеристики релаксации молибденового сплава ЦМ2А
(0,20% Ti; 0,15% Zr) при 900—1000° С за более длительные пе-
риоды времени. Там же приведены значения предела текучести и
модуля упругости Е. Эти данные свидетельствуют о достаточно
высокой длительной релаксационной стойкости сплава. Так, по
истечении 500 ч при 900° С сохраняется 55%, а при 1000° С 45% от
начального напряжения.
Таблица 47
Свойства молибденового сплава ЦМ2А
Температу- ра, °C °т- кгс/мм2 Е, кгс/мм2 х ю-‘ кгс/мм2 0^., кгс/мм2, за время, ч
60 120 500
20 66—72 3,24 * .—- —.
900 38—43 2,90 30 17,7 17,4 16,7
1000 34—40 2,85 31 17,1 15,8 13,5
* При 100° С.
А. М. Борздыка, Н. Н. Моргунова и В. А. Ужик изучали ани-
зотропию релаксационных свойств листа из сплава ЦМ2А при
900—1000° С и напряжениях о0 0,8сгт. Кольцевые образцы вы-
резали из листа толщиной 5 мм, причем ось прорези кольца (см.
рис. 13) в одном случае совпадала с направлением прокатки, в дру-
гом была перпендикулярна ему, а в третьем располагалась под
углом 45° к направлению прокатки. Образцы со вставленными в их
прорези клиньями помещали в газоплотный муфель горизонталь-
ной электропечи, который заполнялй аргоном. В дальнейшем ис-
пытания проводили по обычной для кольцевых образцов методике
(см. гл. II).
В результате испытаний не было обнаружено явно выраженной
анизотропии релаксационных свойств. Экспериментальные точки
для образцов, изготовленных тремя указанными способами, на
диаграмме напряжение релаксации — время (рис. 111) уклады-
ваются в очерченную полосу, которая лишь незначительно шире
обычной полосы разброса для кольцевых образцов.
Исследования М. Л. Бернштейна [123] показали, что предва-
рительно созданная в молибдене полигональная структура за-
метно повышает сопротивляемость ползучести и релаксации на-
7* 195
пряжений. Испытание молибдена, подвергнутого предварительно
термомеханической обработке по различным режимам, на релак-
сацию напряжений проводили при 900 и 1000° С и начальном на-
пряжении 24 кгс/мм2. Наилучшую релаксационную стойкость по-
казали образцы, деформированные на 13% при 1150° С и затем ото-
жженные в течение 40ч, имевшие развитую полигональную струк-
туру. Наиболее резко напряжение падает в образцах, деформиро-
ванных при 300 и 1150° С со степенью обжатия 5%.
Из других тугоплавких металлов изучалась кратковременная
релаксация напряжений в ниобии. По данным Саржента [122],
Рис. 111. Кривые релаксации молибденового сплава ЦМ2А, ис-
пытанного в вакууме при разных температурах. Положение оси
прорези кольца:
1 — совпадает с направлением прокатки; 2 — находится под
углом 45° к направлению прокатки; 3 — перпендикулярна
направлению прокатки
при 1100° С начальное напряжение в металлическом ниобии в те-
чение 15 мин релаксирует с 20 до 5 кгс/мм2, т. е. на 75%. По-ви-
димому, рассчитывать на высокотемпературное применение нио-
бия в чистом виде в качестве релаксационностойкого материала не
приходится. Но это не исключает возможности использования нио-
бия как основы для жаропрочных и релаксационностойких
сплавов.
Д. А. Прокошкиным с сотрудниками [124] исследованы сплавы
системы Nb—Мо. Легирование ниобия молибденом как элементом
с более высокой температурой плавления и с большей прочностью
межатомных связей приводит к уменьшению диффузионной по-
движности системы даже при столь высокой температуре, как
1100° С (—0,5 7ПЛ). В результате с повышением содержания мо-
либдена в сплаве интенсивность процессов ползучести (и релакса-
ции напряжений) уменьшается. Это видно из рис. 112, где пред-
ставлено изменение логарифма скорости ползучести е при темпера-
туре 1100° С и различных напряжениях в зависимости от содер-
жания молибдена. Уже 5—10% Мо дают известный эффект, но
особенно резкое уменьшение скорости ползучести наблюдается
при 20% Мо. На основании изложенного в гл. I можно полагать,
196
что влияние молибдена будет аналогичным и в отношении скорости
релаксации. На той же диаграмме рис. 112 показано возрастание
энергии активации с повышением содержания молибдена.
В работе [125] определялась кратковременная релаксация на-
пряжений в вольфрамовой проволоке диаметром 0,1 и 0,2 мм,
а также исследовалось влияние на процесс релаксации высоких
гидростатических давлений. Установлено, что эффект релаксации
растет с повышением давления.
Также опубликованы данные [50] о релаксации двух сплавов
на основе вольфрама: W—Ni—Fe сплав (<тв = 77 кгс/мм2, о02 =
= 60 кгс/мм2) и W—Ni—Си
сплав (<тв = 74 кгс/мм2, о02 =
= 60 кгс/мм2). При температуре
150° С за 500 ч начальное напря-
Рис. 1 13. Влияние температуры из раз-
упрочнение промышленных сплавов в ус-
ловиях релаксации (схема):
1 — алюминиевые сплавы; 2 — латуни и
бронзы; 3 — бериллиевые бронзы; 4 —
медионикелевые сплавы; 5 — мартенситно-
стареющие стали; 6 — титановые сплавы;
7 —низколегированные (перлитные) стали;
8 — 12%-ные хромистые стали; 9 —аусте-
нитные стали; 10 — никельхромовые
сплавы
Мо,7.
Рис. 112. Влияние содержания молибдена
в Nb—Мо сплаве на скорость ползучести
при 1100° С и энергию активации Q (4)
G кгс/мм2:
1 ~ 20; 2 — 16; 3 — 12
женпе сг0 = 11 кгс/мм2 снизилось для первого сплава до
10,3 кгс/мм2, для второго — до 9,4 кгс/мм2.
Родригес с соавторами [126] изучали релаксацию напряжений
(только при 20° С) в цирконии, титане и сплавах циркония с ти-
таном, содержащих от 10 до 40% Ti.
* *
*
Схематическая диаграмма изменения относительного напряже-
ния релаксации в зависимости от температуры для рассмотренных
в настоящей главе основных типов сплавов (за исключением туго-
плавких) приведена на рис. 113. Следует оговорить, что диаграмма
является приближенной, поскольку уровень начальных напря-
жений, удовлетворяя условию <j0 < 0,8 стт, не был строго одина-
ковым, а длительность испытаний колебалась в достаточно широ-
ких пределах (100—1000 ч).
F При удлинении времени релаксации точки перегиба, отвечаю-
щие температуре начала релаксационного разупрочнения, сдви-
197
нутся влево, т. е. в сторону меньших температур, и наоборот. Бо-
лее полную картину дала бы серия подобных диаграмм для раз-
личного времени релаксации (например, 10, 500, 1000 ч и т. д.).
Однако отсутствие экспериментальных данных пока не позволяет
построить такие диаграммы.
Если на рис. 113 заменить абсолютные температуры на сход-
ственные, то ширина интервала между крайними точками а и k
существенно сократится, т. е. кривые сблизятся. Однако пол-
ного совмещения кривых для разных сплавов не происходит.
ГЛАВА VI
РЕЛАКСАЦИОННАЯ СТОЙКОСТЬ СПЛАВОВ
В СВЯЗИ С ИХ СТРУКТУРОЙ И ОБРАБОТКОЙ
Релаксационная стойкость сплавов зависит не только от их
химического состава, но и от структуры. Можно отметить общие
для всех типов сплавов особенности структурного состояния, ко-
торые (прямо или косвенно) влияют на процесс релаксации напря-
жений при обычной и повышенной температурах. Сюда относятся:
величина зерна твердого раствора, его стабильность, количество
и размеры частиц избыточных фаз, их взаиморасположение и взаи-
модействие. Перечисленные структурные факторы регулируются
термической и термомеханической обработкой.
Вместе с тем следует учитывать, что длительное пребывание
сплава при повышенных температурах может существенно из-
менить исходное структурное состояние, созданное предвари-
тельной обработкой.
1. МИКРОСТРУКТУРА И РЕЛАКСАЦИОННАЯ СТОЙКОСТЬ
Положительное влияние на релаксационную стойкость спла-
вов оказывают все факторы, повышающие сопротивление разупроч-
нению, уменьшающие скорость возврата и способствующие тормо-
жению диффузионных процессов, а также создающие стабильные
препятствия движению дислокации. Такими препятствиями мо-
гут служить фазы выделения в когерентном состоянии и в виде
высокодисперсных частиц, равномерно распределенных по объему
зерен металла. Форма частичек фаз выделения должна быть та-
кой, чтобы их коагуляция при рабочей температуре протекала
медленнее. Поэтому важно, чтобы их размеры были примерно оди-
наковыми, чего легче достичь при средних размерах частиц вы-
деляющихся фаз. Расположение частиц по границам зерен твер-
дого раствора затрудняет взаимное смещение зерен. Равномер-
198
ное расположение высокодисперсных частиц внутри зерен твер-
дого раствора служит препятствием движению дислокаций и
скольжению вдоль границ субзерен, что повышает релаксацион-
ную стойкость [127].
Влияние основных параметров, характеризующих состояние
фаз выделения (степень дисперсности, их количество, распределе-
ние в основной структуре и т. д.), на процесс ползучести доста-
точно хорошо изучено [100, 1271, чего нельзя сказать о релакса-
ции напряжений.
3. Н. Петропавловская и С. А. Ильиных [128] изучали влия-
ние степени дисперсности упрочняющих фаз в ферритной и фер-
Рнс. 114. Изменение скорости релакса-
ции Vp в зависимости от среднего рас-
стояния Ks между частицами вторичной
фазы:
а — сталь типа 0Х13ВМФ; б — сталь
типа 15Х13ВМФ
рито-мартенситнои стали на ос-
нове 12—14% Сг на протекание
процесса релаксации при темпе-
ратурах 450—650° С в течение
1000—2000 ч. Для ферритной ста-
ли с интерметаллидным упрочне-
нием экспериментально установ-
лена экспоненциальная зависи-
Рис. 115. Влияние температуры отпуска
(цифры на кривых) иа величину оставше-
гося напряжения у стали 18Х12ВМБФР
(ЭИ993) при о0 = 30 кгс/мм2
мость скорости релаксации во втором периоде от среднего расстоя-
ния между частицами интерметаллида типа Me'jMe" (рис. 114, а).
Однако в случае карбидного упрочнения такая зависимость имеет
более сложный характер (рис. 114,6), хорошо согласующийся
с расчетной кривой Мак Лина [7].
Стабильность структуры сплава во многом определяет его по-
ведение в условиях релаксации напряжений при высоких тем-
пературах. Чем стабильнее исходная структура, тем меньше ин-
тенсивность процесса релаксации напряжений (при отсутствии
дополнительных факторов). Это было показано на примере сложно-
легированной хромистой стали типа Х12ВМБФ [101 ]. Повыше-
ние температуры отпуска указанной стали с 650 до 700° С приво-
дит к стабилизации основной структуры, и в процессе релаксе
199
ции напряжений (при 550—600° С) дополнительное выделение
карбидов в стали (после отпуска при 700° С) происходит менее
интенсивно, так как в твердом растворе остается меньшее коли-
чество вольфрама, хрома и молибдена, чем после отпуска при
менее высокой температуре (например, при 650° С).
В результате высокий отпуск (при 700° С) придает стали
18Х12ВМБФР большую релаксационную стойкость при 560—
600° С, чем отпуск при 650—680° С (рис. 115), несмотря на то что
твердость и предел текучести (при 20 и 560—580° С) после более
высокого отпуска, естественно, ниже. Указанные свойства сопо-
ставлены в табл. 48. Лишь повышение температуры отпуска до
720° С приводит к релаксационному разупрочнению этой стали
(см. рис. 115).
Таблица 48
Влияние температуры отпуска на механические свойства
и релаксационную стойкость стали 18Х12ВМБФР
• л » £ Л 1- О ав ^02 ах К) >, Л Ь °в °0 2
.ФИС] Н Оо F"1 ьЦ кгс/мм2 ф Е С о S Ф GJ rj к о «а кгс/мм2
650 302 95/70 80/67 8,8 700 255 88/56 68/53 11,5
680 285 92/60 78/57 9,6 720 241 82/53 64/50 10,7
Примечания: 1. Отпуск проводился после закалки с 1050° С в масле.
2. пг через 10 000 ч при 565° С и о,, = 30 кгс/мм2.
3. В числителе указаны свойства при 20° С, в знаменателе — при 560° С.
Характер распада твердого раствора при термической обра-
ботке (отпуске) также сказывается на сопротивлении релаксации.
Распад твердых растворов может быть однофазным или двухфаз-
ным. Непрерывный (однофазный) распад твердого раствора, как
правило, приводит к более высокой релаксационной стойкости.
Это подтверждают данные А. Г. Рахштадта [119] для бериллиевой
бронзы, в которой распад твердого раствора по двухфазному типу
(с образованием избыточных фаз у и у'), осуществленный отпу-
ском при 300—320° С, привел к резкому снижению релаксацион-
ной стойкости (см. рис. 108) по сравнению с образцами, отпущен-
ными при более высокой температуре (350° С), когда распад был
однофазным.
Появление в ферритной стали участков аустенита или, наобо-
рот, возникновение в аустенитной структуре очагов локального
у —> a-превращения значительно ухудшают сопротивление релак-
сации. Чем больше в структуре a-фазы, тем ниже релаксацион-
ная стойкость. Точно так же отрицательное влияние на релакса-
ционную стойкость аустенитных сталей оказывает о-фаза, пред-
ставляющая собой интерметаллическое соединение FeCr.
200
Релаксационная стойкость аустенитных сталей снижается
с появлением а- или о-фаз прежде всего потому, что скорость
диффузии в этих фазах значительно (для феррита на несколько
порядков) больше, чем в аустените, в связи с чем в них быстрее
протекают явления возврата.
Б. А. Потехиным и И. Н. Богачевым [60] было показано, что
образование (при температуре жидкого азота) мартенсита в струк-
туре аустенитной хромомарганцевой стали типа ЗХ10Г10 приводит
к интенсивной релаксации напряжений.
Таким образом, любое нарушение структурной однородности
твердого раствора способствует развитию процессов релаксации.
Это объясняется термодинамической неустойчивостью сплава,
в котором образовались локальные участки структуры, несвой-
ственной определенным внешним (температура, давление) и вну-
тренним (химический состав) условиям.
Можно ожидать понижения релаксационной стойкости сплава
и в том случае, если в основном твердом растворе имеются кон-
центрационные неоднородности. Последние могут возникать, на-
пример, при недостаточной выдержке стали во время термической
обработки.
Неравномерное распределение растворенных легирующих эле-
ментов в решетке основного металла создает локальные микрона-
пряжения (искажения), которые отражаются на стабильности
структурного состояния и на ускорении релаксационных процес-
сов (при достаточно высокой температуре).
Возникновения значительных микронапряжений следует ожи-
дать и при нагреве сплавов, содержащих в структуре фазы с резко
различными коэффициентами линейного расширения. М. Л. Хен-
киным разработана методика подсчета таких микронапряжений
[50]. Например, установлено, что в сплаве типа силумин макси-
мальные (скалывающие) микронапряжения в алюминиевой фазе
превышают предел текучести чистого алюминия.
К числу многокомпонентных сплавов, структура которых
влияет на их сопротивление релаксации иногда в большей степени,
чем химический состав, относятся чугуны. Их релаксационная
стойкость определяется, с одной стороны, металлической основой
структуры (феррит, феррит + перлит, перлит), а с другой — фор-
мой и размерами графитовых частиц.
Наибольшей релаксационной стойкостью (при температурах
до 450—500° С) обладает, как правило, чугун с перлитной основой,
наименьшей — чугун с ферритной основой (табл. 49) [66]. Фер-
рито-перлитный чугун занимает промежуточное место.
Что касается графитовой составляющей, то в ряде исследований
отмечается преимущество по сопротивлению релаксации чугунов,
в которых графит содержится в шаровидной форме [66]. Харак-
терно, что при наличии в структуре шаровидного графита релак-
сационная стойкость чугуна в значительно меньшей степени за-
висит от характера металлической основы. Интересно также от-
201
Табл и ц а 49
Результаты испытаний на релаксацию чугунов при 450" С
Чугун °т/ао 1% к начальному) за время, ч
100 500 1090
1 Феррито-перлитный 35,0—40,0 26,0—31,2 22,4—26,5
2 11ерлитпый 40,0—47,5 31,5—39,5 28,0—34,0
3 Ферритный 31,8—40,0 23,2—30,0 20,4—26,0
4 Перлитный, легированный 1,4% Мо-| 4- 0,5% Си 76,0—78,0 72,0—75,5 69,0—72,0
5 Перлитный, легированный 0,5% Мо+ + 0,5% Си 75,0 70,5—71,5 66,5—69,5
6 Литая сталь 25Л 49,0—50,0 42,0—42,5 38,8—40,0
метить, что релаксационная стойкость перлитного чугуна с шаро-
видным графитом 2 (при 450° С) примерно такая же, как у литой
стали марки 25Л. Это видно из сопоставления величин оставше-
гося напряжения для обоих мате-
риалов при одинаковом отноше-
нии о0/(То2 (рис. П6).
Рис. 117. Кривые релаксации
кремнистого железа (3% Si)
с величиной зерна 0,033 (/) и
0,244 мм (2)
Рис. 116. Зависимость
за 1000 ч при 20° С от от-
ношения а0/а02 для чугу-
нов 1—5 (см. табл. 49) и
литой стали 25Л (6)
Большое влияние на релаксационную стойкость металлов и
сплавов (как и вообще на жаропрочность) оказывает величина
зерна основного твердого раствора. Б. М. Ровинский и В. Г. Лют-
цау [6] изучали влияние данного фактора на меди и алюминии
при комнатной температуре. Величина зерна исследуемых ме-
таллов колебалась от 0,01 до 2,2 мм. Испытание проводили по
предложенной авторами методике, описанной выше (см. гл. II).
Установлено, что так называемый показатель релаксационной по-
датливости увеличивается с увеличением размера зерна. Следо-
вательно, релаксационная стойкость тем выше, чем меньше зерно.
202
Следует отметить, что эти данные были получены при 20° С и не-
значительной длительности испытаний.
По другим данным [129], образцы меди с величиной зерна 0,03
и 0,18 мм показали практически одинаковую релаксационную
стойкость в течение 90 ч при 20° С, но металл с более крупным зер-
ном имел некоторое преимущество при 150—200° С.
Интересные результаты получены М. Л. Хенкиным и Н. К- Ле-
виной [129] на кремнистом железе (3% Si) с величиной зерна
0,033 и 0,244 мм. Как видно из первичных кривых релаксации
(рис. 117), при 20° С несомненное преимущество имеет мелкозерни-
стый материал, но при 200° С это преимущество становится менее
заметным, а при 400° С крупнозернистый материал оказывается
предпочтительнее по релаксационной стойкости. Аналогичные ре-
зультаты были получены теми же авторами при 20 и 400° С для
малоуглеродистой стали.
Наиболее подробно влияние величины зерна на релаксацион-
ную стойкость нелегированной перлитной стали (0,17% С) было
изучено Т. И. Волковой [49 ]. Различная величина зерна (от балла 8
до 2) достигалась отжигом при 1050° С в течение 1; 5; 20 и 80 ч.
Испытания на релаксацию при 300 и 400° С длительностью до
3000 ч показали, что с увеличением размера зерна величина Ао
уменьшается (рис. 118); это свидетельствует об увеличении сопро-
тивления релаксации. При этом наиболее заметное влияние укруп-
нение зерна оказывает в первый период релаксации.
В. 3. Цейтлиным [49] было показано, что повышение темпера-
туры нормализации низколегированных сталей 25Х1МФА и
ЗОХМА с 880—920 до 1000° С значительно увеличивает их релак-
сационную стойкость: первой — при 400—500° С, второй — при
500—550° С. Этот эффект автор объясняет значительным увеличе-
нием размеров зерна при нагреве под нормализацию до 1000° С.
В то же время известно, что низколегированные стали, применяе-
мые для пружин, работающих при комнатной и близких к ней
температурах, обладают лучшей релаксационной стойкостью
после термических обработок, обеспечивающих мелкозернистую
структуру [97].
Необходимо учитывать температуры, при которых получены
экспериментальные данные. По-видимому, при различных тем-
пературах величина зерна влияет по-разному, подобно тому, как
это наблюдается в условиях ползучести. С увеличением размера
зерна сопротивление сплава ползучести до некоторой темпера-
туры падает, затем увеличивается. Это связано с изменением от-
носительной прочности материала самого зерна и приграничных
областей в зависимости от температуры [100]. В литературе при-
водятся различные интерпретации этого явления, в том числе
с кристаллографических и дислокационных позиций. Темпера-
тура, выше которой крупнозернистый металл становится прочнее
мелкозернистого, получила название эквикогезивной или равно-
прочной.
203
Релаксация напряжений так же, как и ползучесть, ниже экви-
когезивной температуры /э будет протекать менее интенсивно при
мелкозернистой структуре, а выше этой температуры — при круп-
нозернистой (рис. 119). При эквикогезивиой температуре влияние
на релаксацию напряжений межзеренных и
цессов, определяющих преимущество той
или иной структуры, примерно одинаково.
Скорость релаксации vp (как и скорость
ползучести vn) оказывает влияние на эк-
викогезивную температуру t3. При боль-
ших скоростях релаксации уровень /э по-
вышается; при малых, наоборот, снижает-
ся. Влияние скорости релаксации на по-
ложение точки t3 показано на рис. 119, в.
В отличие от ползучести влияние раз-
мера зерна в условиях релаксации напря-
жений проявляется преимущественно в
начальном периоде. Сопоставление пер-
вого и второго участков первичных кри-
вых о—т, полученных для одного и того
же материала с разной величиной зерна,
показывает большую разницу между ре-
лаксацией крупно- и мелкозернистого ма-
териала в первый период релаксации, чем
во второй.
внутризеренных про-
Рис. 118. Влияние величины зерна стали 20 на
падение напряжения До при 400° С и ст0» кгс/мм2:
1 — 3; 2 — 7; 3 — 10; 4 — 12
Рис. 119. Схема влияния тем-
пературы на сопротивление
релаксации напряжений
крупнозернистой (/> и
мелкозернистой (2) стали:
а — в первом периоде релак-
сации; б — во втором пе-
риоде релаксации; в—- сум-
марные кривые
Поэтому зависимость сопротивления релаксации крупно- и
мелкозернистого материала от температуры следует рассматри-
вать для двух периодов релаксации раздельно (см. рис. 119).
В соответствии с отмеченной выше зависимостью эквикогезивиой
температуры от скорости релаксации точка t3 па рис. 119, б по
сравнению со схемой а сдвинута в область менее высокой темпера-
туры.
Таким образом, для повышения релаксационной стойкости
сплавов при относительно высоких температурах, в особенности
при ограниченном сроке их службы, целесообразно увеличение
204
размера зерна основной структуры; в связи с этим все виды тер-
мической обработки, приводящие к укрупнению зерна, являются
предпочтительными. Однако наиболее крупное зерно почти неиз-
бежно приводит к значительному уменьшению длительной пла-
стичности и в ряде случаев способствует чувствительности к кон-
центраторам напряжений. Поэтому чрезмерно крупное зерно
в металле крепежных деталей недопустимо. Так, в качестве опти-
мального рекомендуется зерно баллов от 3 до 6 для перлитных
сталей и от 3 до 5 для аустенитных [16, 100].
Значительной категории сплавов, в первую очередь аустенит-
ным сталям и сплавам, свойственна разнозернистость. О резком
ухудшении сопротивления ползучести сплавов с’разнозернистой
структурой имеются убедительные данные [127]. Можно пред-
полагать аналогичное влияние разнозернистости и в условиях
релаксации напряжений, хотя прямых экспериментальных дан-
ных, подтверждающих это, пока не опубликовано.
2. ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
НА РЕЛАКСАЦИОННУЮ СТОЙКОСТЬ
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Наиболее распространенным вариантом термической обработки
жаропрочных дисперсионно твердеющих аустенитных сталей яв-
ляется двухступенчатая обработка, включающая закалку (аусте-
нитизацию) с температуры, обеспечивающей получение умеренно
крупного зерна аустенита, и стабилизирующий отпуск при тем-
пературе, которая на 50—150° С выше рабочей. Роль величины
зерна основной структуры и дисперсных выделений избыточной
фазы была подробно рассмотрена выше.
При разработке конкретных режимов термической обработки
аустенитных сталей, предназначенных для высокотемпературной
службы в условиях релаксации напряжений или ползучести, сле-
дует учитывать склонность данной стали к дисперсионному тверде-
нию и индивидуальные особенности протекания этого процесса
при рабочей температуре.
Необходимо оговорить, что именно следует понимать под склон-
ностью к дисперсионному твердению. Один из способов оценки
этого свойства основан на учете степени упрочнения стали в ре-
зультате дисперсионного твердения. Чаще всего здесь исполь-
зуется приращение твердости (реже предела прочности и теку-
чести) или снижение ударной вязкости. Эти косвенные критерии
особенно широко применялись (и были единственными) до раз-
вития фазового химического анализа. Но нигде нет конкретных
рекомендаций, при каком (абсолютном или относительном) при-
ращении твердости или ов и от следует считать аустенитную сталь
сильно либо слабо дисперсионнотвердеющей.
Значительно правильнее оценивать склонность аустенитных
сталей к дисперсионному твердению по количеству выделяющейся
205
фазы. Аустенитные стали, в которых количество упрочняющей
фазы в структуре (после оптимальных режимов дисперсионного
твердения) не превышает 1—2%, обычно считают слабо диспер-
сионно твердеющими; стали, содержащие 3—8% второй фазы, —
умеренно твердеющими, а более 8% — сильно твердеющими. При-
веденные градации являются весьма условными.
При отнесении аустенитной стали к той или другой категории
необходимо также учитывать интенсивность процесса дисперсион-
ного твердения, т. е. кинетику выделения вторичных фаз из твер-
дого раствора. Инкубационный период формирования этих фаз
может быть различным — от нескольких минут до тысячи и более
часов — в зависимости от типа и химического состава фазы, сте-
пени легированности твердого раствора, температуры и других
факторов [1001.
Так, из интерметаллидных соединений, наиболее часто встре-
чающихся в структуре жаропрочных аустенитных сталей, а именно
Ni3Ti и Fe27We, соединения последнего типа, известные под на-
званием фаз Лавеса, требуют значительно более длительных про-
межутков времени для формирования и выделения из твердого
раствора, чем интерметаллид Ni3Ti.
Это подтверждают результаты фазового анализа аустенитной
стали типа Х15Н18Т, дополнительно легированной вольфрамом
или молибденом, или обоими элементами вместе (W 4-Мо 5%)
(табл. 50). В такой стали —60% от всего количества интерметал-
лида Ni3Ti выделяются уже в первые 24 ч отпуска при 750° С,
остальные 40% — при дальнейшей тепловой выдержке. Но для
выделения фазы Fe2W в ощутимых количествах даже ЮОО-ч вы-
держка при 750° С недостаточна. Наиболее интенсивно интерметал-
лид выделяется в интервале 2000—5000 ч.
Таблица 50
Фазовый состав аустенитных сталей
Сталь 1 Тепловая обработка Количество вторичных фаз, %
N13TI FesW S
08Х15Н18В5Т Закалка и отпуск 24 ч 2,62 0,38 3,00
(ЭП508) 5000 ч при 750' С 4,34 2,81 7,15
08Х15Н18ВЗТ 1000 ч при 750'С 3,10 0,41 3,51
(ЭП507) 5000 ч при 750° С 3,57 2,21 5,78
08Х15Н24В4ТР Закалка и отпуск 24 ч 1,48 0,05 1,53
(ЭП164) 2500 ч при 750"С 3,27 1,0 4,27
10Х15Н35В5Т Закалка и отпуск 24 ч 1,96 0 1,96
(ЭИ725) 2500 ч при 750”С 3,68 0,32 4,00
Содержание титана во всех сталях 1,3—1,8%.
206
Из сопоставления фазового состава сталей 10Х15Н35В5Т,
08Х15Н24В4ТР и 08Х15Н18ВЗТ следует, что при повышении со-
держания никеля в аустенитном сплаве (и, следовательно, в твер-
дом растворе) вторичные фазы при старении выделяются в мень-
шем количестве. Это обстоятельство, по-видимому, связано с уве-
личением предельной растворимости указанных соединений
в у-твердом растворе с более высоким содержанием никеля [130].
Целесообразность операции стабилизирующего отпуска обус-
ловлена особенностями протекания процесса дисперсионного твер-
дения. Так, для слабо дисперсионно твердеющих аустенитных
сталей отпуск необязателен, так как практически не изменяет
релаксационной стойкости. У сильно и средне дисперсионно твер-
деющих сталей характер влияния отпуска определяется соотно-
шением температур отпуска и испытания, а также их относитель-
ным положением в интервале температур дисперсионного тверде-
ния.
При рабочих температурах, находящихся между нижней и
оптимальной температурами дисперсионного твердения, сопротив-
ляемость релаксации выше у отпущенной стали, если температура
отпуска лишь незначительно отличается от оптимальной рабочей.
Отпуск же при температурах, близких к верхней границе диспер-
сионного твердения или превышающих ее, наоборот, понижает
сопротивление релаксации. При рабочих температурах, находя-
щихся между оптимальной и верхней температурами дисперсион-
ного твердения, сопротивление релаксации у отпущенной и неот-
пущенной стали может быть одинаковым, если отпуск произведен
при относительно невысокой температуре.
Наконец, если рабочая температура превышает верхнюю гра-
ницу дисперсионного твердения, отпуск закаленной стали при
любой температуре не может повысить ее длительную жаропроч-
ность и релаксационную стойкость.
Рассмотрим влияние термической обработки сталей 12Х18Н9Т,
09Х14Н18В2БР и 15Х20Н25ВМЗБ, относящихся к слабо и средне
дисперсионно твердеющим аустенитным сталям и различающихся
степенью легирования твердого раствора и типом вторичных фаз.
В закаленном состоянии эти стали имеют полиэдрическую
структуру твердого раствора (рис. 120) и обладают более низкими
твердостью и прочностью, но высокой пластичностью. При от-
пуске твердость и прочность повышаются, а пластичность умень-
шается, главным образом за счет выпадения избыточных фаз. Об-
щее содержание избыточных фаз (в закаленном и отпущенном со-
стоянии) у стали 15Х20Н25ВМЗБ несколько выше, чем у осталь-
ных (2—3% против 0,8—1,5%).
Изучалось влияние температуры закалки и отпуска на релак-
сационную стойкость указанных сталей [131].
Длительное испытание на релаксацию (кольцевым методом)
проводили при 650° С и начальных напряжениях 6—20 кгс/мм2.
Основные результаты, представленные в табл. 51, свидетельствуют
207
Таблица 51
Влияние термической обработки на релаксационную стойкость
аустенитных сталей при 650° С
Режим термической обработки <Л). кгс/мм2 ат, кгс/мм2
12X18H9T 09Х14Н18В2БР (ЭИ695Р) 15Х20Н25ВМЗБ (ЭП148)
Закалка с 1000—1050°С 6 2,3/1,5 3,1
10 4,3/2,7 4,8/3,6 —
15 5,8/4,9 7,5/6,7 4,1/2,3
20 — — 4,5/4,3
То же + отпуск при 750° С 6 2,5/1,8 2,6/2,0 —
10 3,6/2,8 4,3/3,7 .—
15 6,8/5,8 6,5/5,2 4,2/2,5
20 — — 6,7/5,2
То же + отпуск при 800° С 6 3,0/2,4 2,9/1,8 —-
10 5,1/4,3 4,7/3,9 —
15 7,0/6,0 6,8/5,6 3,9/2,6
20 — — 7,5/6,0
Закалка с 1200—1250° С 6 2,5/1,7 — —
10 4,6/3,0 5,5/4,4 —
15 7,5/5,9 8,4/7,1 4,3/3,6
20 — — 5,9/5,3
То же + отпуск при 750° С 6 2,9/2,1 3,1/2,4 —
10 4,7/3,9 4,4/3,6 .—
15 8,1/6,5 6,8/5,6 6,3/4,0
20 — — 8,0/6,5
То же + отпуск при 800° С 6 3,5/3,0 3,4/2,9 —
10 5,9/4,8 5,7/4,5 —
15 8,3/7,0 7,8/6,5 6,8/5,2
20 — — 10/8,4
Примечание. В числителе — даииые за 1000 ч. в знаменателе — за 2000 ч.
о различной интенсивности релаксации напряжений после при-
мененных режимов термической обработки.
Закалка с наиболее высоких температур (1200—1250° С) при
любой температуре отпуска (или без него) приводит к более вы-
сокому уровню оставшихся напряжений при 650° С, чем закалка
с относительно невысоких температур (1000—1050° С). Однако
для сталей 12Х18Н9Т и 09Х14Н18В2БР разница в величине остав-
шегося через 1000 ч напряжения не столь велика — она состав-
ляет 10—20% в закаленном состоянии и до 25% в отпущенном
(см. табл. 51). У стали 15Х20Н25ВМЗБ эта разница заметно
больше, а именно 25—30% после закалки и 25—-100% после за-
калки и отпуска.
Отпуск стали 09Х14Н18В2БР (при тех же температурах)
в соответствии со сказанным выше не влияет положительно на
208
процесс релаксации напряжений. Величина о1000 для этой стали
по сравнению с закаленным состоянием даже уменьшается (на
20—25%, см. табл. 51).
Отпуск стали 15Х20Н25ВМЗБ при 750—800° С существенно
уменьшает интенсивность релаксации напряжений при 650° С.
Увеличение о1000 в мелкозернистой стали (закаленной с 1000° С)
доходит до 40%, а в крупнозернистой (закаленной с 1200° С) —
до 55%. Влияние отпуска на релаксационную стойкость этой
стали ясно видно на первичных кривых релаксации (см. рис. 121).
6. кгс/мм
Если аустенитную дисперсионно твердеющую сталь подвер-
гнуть термической обработке, приводящей к образованию скоа-
гулированных частиц избыточной фазы, то ее релаксационная
стойкость заметно снизится. Это видно на примере стали
08Х15Н24В4Т (табл. 52), испытанной на релаксацию, высокий
отпуск которой привел к коагуляции частиц интерметаллидной
фазы.
Предварительные тепловые выдержки большой длительности
при рабочей или близких к ней температурах по существу можно
рассматривать как весьма длительный отпуск при соответствую-
щих температурах [1001.
В работе [108] были изучены структурные превращения в про-
цессе длительных тепловых выдержек при температурах 500—
800° С аустенитных сталей марок 12Х18Н9, 12Х18Н9Т,
15Х14Н14В2М, 15Х44Н14В2М, 45Х20Н25, 36Х18Н25С2,
45Х14Г14В2М и сплавов ХН35ВМТ и Х15Н60. Л. Б. Гецовым
и М. Г. Таубиной [132] исследовано влияние тепловых выдержек
длительностью 5000 — 10 000 ч (а в отдельных случаях — до
50 000 ч) на сопротивление ползучести при 600—800° С аустенит-
ных сталей 20Х23Н18, 31Х19Н9МВБТ, 37Х12Н8Г8МФБ и
сплава ХН35ВТЮ. А. Ф. Злепко [1331 приводит данные о влия-
нии тепловых выдержек продолжительностью до 30 000 ч на дли-
тельную прочность при 600° С аустенитных сталей 12Х18Н12Т,
15Х14Н18В2БР и 45Х14Н14В2М.
209
Таблица 52
Оставшиеся напряжения релаксации в стали
08Х15Н24В4ТР (ЭП164) при 650° С
а». кгс/мм2 Термическая обработка от. кгс/мм2, за время, ч
120 509 1000
20 Закалка с 1130“ С + отпуск при 750“ С 17,0 16,65 16,2
20 Высокий отпуск * 14,5 13,6 11,2
25 Закалка с 1130" С + отпуск при 750° С 21,4 20,75 20,2
25 Высокий отпуск 18,0 15,5 14,0
30 Закалка с 1130° С + отпуск при 750“ С 26,1 23,2 22,0
30 Высокий отпуск 23,7 20,9 15,0
Без закалки.
В перечисленных работах установлено, что предварительный
длительный нагрев при температуре последующего испытания на
ползучесть (или при более высокой) приводит к существенному
снижению сопротивления ползучести, т. е. к возрастанию скорости
ползучести и уменьшению времени до разрыва при данном напря-
жении. На основании изложенного в гл. I можно ожидать анало-
гичного влияния длительных выдержек и в условиях релаксации
напряжений.
Отрицательное влияние длительных тепловых выдержек на
жаропрочные свойства стали связано с уменьшением степени ле-
гированности твердого раствора и с коагуляцией частиц избыточ-
ной фазы, величина которых к моменту нагружения будет больше,
чем после обычного кратковременного отпуска.1
Релаксационная стойкость жаропрочных сплавов на никеле-
вой основе (так же, как и аустенитных сталей) определяется вели-
чиной зерна твердого раствора, степенью его легированное™ (ме-
няющейся в зависимости от температуры закалки), типом, коли-
чеством и степенью дисперсности избыточных фаз, выделяющихся
при отпуске. Количество таких фаз в структуре жаропрочных ни-
кельхромовых сплавов, как правило, значительно больше, чем
в аустенитной хромоникелевой стали (оно составляет 10—30%
и более).
Для большинства никельхромовых сплавов, предназначенных
для работы в условиях высокотемпературной релаксации напря-
жений, применяют двухступенчатую термическую обработку, со-
стоящую из закалки и стабилизирующего отпуска. При этом склон-
ность таких сплавов к дисперсионному твердению играет ту же
роль, что и у аустенитных сталей.
1 Более подробно структурные превращения в аустенитных сталях при дли-
тельных выдержках рассмотрены в монографии [100].
210
Влияние термической обработки на релаксационную стойкость
никельхромовых сплавов рассмотрим на примере сплава
ХН77ТЮ (ЭИ437А). Он упрочняется за счет интерметаллидного
соединения Nig(Ti, Al) (у'-фаза), которое выделяется из твердого
раствора в количестве 8—13% при нагреве закаленного сплава
в интервале 650—800° С.
Влияние закалки и отпуска изучали на металле промышленной
плавки состава: 0,05% С; 20% Сг; 2,5% Ti; 0,75% Al (остальное
никель).
При закалке интерметаллид Nig(Ti, Al) почти полностью пере-
ходит в твердый раствор; в нерастворенном состоянии остается
Г, v
Рнс. 122. Кривые релаксации сплава ХН77ТЮ (ЭИ437А) при 650° С:
а — закалка с 950 (светлые значки) и с 1080° С (темные значки); б — то же ~|-
4- отпуск при 750° С; 1 — о0 = 25 кгс/мм2; 2 — а0 = 30 кгс/мм2; 3 — а0 =
= 35 кгс/мм2
всего 1—1,5% интерметаллидной фазы. Поэтому с повышением
температуры закалки твердость и прочность сплава уменьшаются,
пластичность улучшается, размеры зерен увеличиваются. После
закалки с 950—960° С размер зерна соответствует баллу 7; повы-
шение температуры закалки до 1050—1080° С увеличивает размер
зерна до 3—4 балла, а при закалке с 1150° С зерно возрастает до
2—1 балла.
Необходимо иметь в виду, что повышение температуры закалки,
кроме роста зерна, приводит к некоторому изменению субзерен-
ного строения сплава (мозаичной структуры). Однако его влияние
на жаропрочность никельхромовых сплавов относительно неве-
лико.
Испытания на релаксацию (кольцевым методом) проводили при
650—700° С и начальных напряжениях 10—30 кгс/мм2. Первичные
кривые релаксации представлены на рис. 122, а влияние темпера-
туры закалки на величину оставшегося напряжения принятого
основной характеристикой релаксационной стойкости, показано
на рис. 123.
211
Зависимость между температурой закалки и напряжением ре-
лаксации выражается кривыми с пологим максимумом. Как видно
на рис. 123, максимальное значение от за время 1000, 2000 и ЗООО’ч
при о0 = 10 и 15 кгс/мм2 наблюдается после закалки с 1050° С,
Рис. 123. Влияние температуры закалки сплава ХН77ТЮ
(ЭИ437А) иа величину GT при 700° С:
а — х = 1000 ч; б — х = 2000 ч; в — X = 3000 ч; 1 —
а0 = 10 кгс/мм2; 2 — о0 = 15 кгс/мм2; 3 — о0 =
= 20 кгс/мм2
этом изменение величины при варьировании температуры за-
калки в указанных пределах относительно невелико и не пре-
вышает 25—30%.
Следует отметить, что зависимость сопротивления ползучести
от температуры закалки сплавов ХН77ТЮ (ЭИ437А) и нимо-
Рис. 124. Влияние температуры закалки на время до разрушения
сплавов XH77TIO (ЭИ437Л) и нимоник-90:
1 — 600° С, о = 60 кгс/мм2; 2 — 700° С, и = 36 кгс/мм2; 3 ~~
750° С, G = 30 кгс/мм2
ник 90 (близких по составу) [106] также имеет экстремальный
характер (рис. 124). Однако относительное изменение величины
начального напряжения в процессе релаксации при варьировании
температуры закалки меньше, чем изменение скорости ползу-
чести ип или времени до разрушения. Кроме того, максимумы на
кривых релаксационная стойкость — температура закалки для
малых значений о0 по сравнению с кривыми время до разруше-
212
Ния — температура закалки незначительно сдвинуты в сторону
меньших температур. Но при более выском начальном напряжении
максимальное сопротивление релаксации и ползучести дости-
гается при одинаковой температуре закалки (1080’ С).
Влияние отпуска (старения) на релаксационную стойкость
сплава изучалось после закалки с оптимальной температуры
1080° С, а также для сравнения после закалки с 950° С, поскольку
представляло интерес выявить влияние вторичных структурных
превращений в сплаве с мелким и крупным зерном.
Из первичных кривых напряжение — время (см. рис. 122)
видно, что интенсивность релаксации напряжений различна в за-
висимости от примененного режима термической обработки. От-
пуск (старение) повышает сопротивление сплава релаксации (при
650° С) по сравнению с закаленным состоянием. Значения остав-
шихся напряжений после 750° С выше, чем после отпуска при
800° С (табл. 53), что связано с некоторым перестариванием сплава
при последнем варианте отпуска. Общее количество у'-фазы
в сплаве после отпуска при 750 и 800° С составляет 9,0 и 8,0% соот-
ветственно.
Таблица 53
Влияние термической обработки на релаксационную стойкость
сплава ХН77ТЮ при 650° С
Термическая обработка *, кгс/мм2, при <Т0, кгс/мм2
25 50 35
Закалка с 950° С 5,0/4,0 6,9/5,4 9,5/8,0
Закалка с 950е С + отпуск при 750° С 7,5/5,2 10,4/8,8 —
Закалка с 950° С + отпуск при 800° С 5,4/4,2 10,7/9,0 —
Закалка с 1080° С 9,8/8,2 12,0/10,2 15,6/14,0
Закалка с 1080° С + отпуск при 750° С 12,8/10,6 17,3/15,0 19,7/17,0
Закалка с 1080° С + отпуск при 800° С 10,4/8,5 14,8/13,0 —
• В числителе — данные за 1000 ч,
в знаменателе — за 2000 ч.
Из данных табл. 53 нетрудно подсчитать, что значения о100о
при отпуске могут быть повышены (по сравнению с закаленным
состоянием) на 50—65%.
Закалка с 1080° С при любой температуре отпуска (или без
него) приводит к значительно более высокой релаксационной
стойкости при 650° С, чем закалка с 950° С. Значения о1000 при
повышении температуры закалки с 950 до 1080° С возрастают: в за-
каленном состоянии на 75—100%, в отпущенном на 50—100%.
Показанные на рис. 125 зависимости от = f (а0) подтверждают
существенное влияние режимов закалки и отпуска исследован-
ного сплава на величину от.
213
Таким образом, максимальную релаксационную стойкость
сплава ХН77ТЮ обеспечивает двойная термическая обработка,
состоящая из закалки с 1050—1080° С с охлаждением на воздухе
и отпуска в течение 16 ч при 750° С. Аналогичные режимы двух-
ступенчатой термической обработки применимы и к более сложно-
легированным сплавам
Наиболее наглядно влияние термической обработки на релак-
сационную стойкость сталей и сплавов отображается на графиках,
показывающих взаимо-
связь начального и остав- б
шегося напряжений. Ана- "
лиз накопленных экспери-
ментальных данных для
сталей, относящихся к раз-
личным структурным клас-
Рис. 125. Зависимость а —
для сплава ХН77ТЮ при тем-
пературе 650° С и времени испы-
тания 200 ч:
1 — закалка с 950° С; 2 —
то же -f- отпуск при 750° С; 3 — л
закалка с 1080° С; 4 — то же -J- Рис. 126. Схематические зависимости ат = f (а0) (а,
+ отпуск при \750° С; 5 — б, в) и До = f (о0) (а, д, е) для различных режимов
тоже Ц- отпуск при 800° С (Л, Б, В) термической обработки
сам и подвергавшихся различным вариантам термической обработ-
ки, позволил подметить некоторые особенности графиков сг0 — ах
и сг0 — Асг [150].
Установлено, что зависимость о0 — сгт для разных термо-
обработок может выражаться параллельными линиями (рис. 126, а)
либо пучком расходящихся прямых (рис. 126, б), либо (в более
редких случаях) пересекающимися кривыми (рис. 126, в).
Если в функции от начального напряжения о0 рассматривать па-
дение напряжения Ао, то графики о0 — До будут иметь аналогич-
ный характер. Для различных режимов термообработки зависи-
мость сг0 — До будет выражаться либо семейством параллель-
ных линий (рис. 126, а), либо пучком расходящихся прямых
(рис. 126, д), либо пересекающимися кривыми (рис. 126, е).
1 Конкретные режимы термической обработки никельхромовых жаропроч-
ных сплавов и их теоретическое обоснование подробно рассмотрены в моногра-
фии [100].
214
Первый тип диаграмм имеет место, если относительное влияние
сравниваемых режимов термообработки приблизительно одина-
ково на разном уровне начальных напряжений.
Второй тип диаграмм получается в том случае, если относи-
тельное влияние сравниваемых режимов термообработки неодина-
ково при различных начальных напряжениях. В частности, таким
образом влияет температура отпуска сплава ХН77ТЮ(см. рис. 125).
Положительное влияние отпуска здесь относительно больше при
высоких значениях о0 и относительно меньше при малых вели-
чинах а0.
Наконец, третий тип диаграмм (с пересекающимися кривыми)
показывает, что наибольшие значения at (или наименьшие Да)
при относительно низком уровне а0 получаются при одних ре-
жимах термообработки, а при более высоком уровне а0 — при
Других.
Экспериментальные данные подтверждают принципиальную
возможность пересечения кривых для различных термических
обработок на графиках а0 — аг или а0 — Да, хотя этот тип диа-
грамм пока не получил исчерпывающего объяснения.1
Для жаропрочных сплавов в некоторых случаях рекомен-
дуются более сложные (многоступенчатые) режимы термической
обработки, способствующие повышению их жаропрочности и осо-
бенно пластичности.
Многочисленные варианты сложных термических обработок
можно свести к следующим схемам: а) двойная закалка с обычным
отпуском; б) ступенчатая закалка с обычным отпуском; в) обычная
закалка с двойным (или многократным) отпуском; д) комбиниро-
ванная обработка, при которой закалка и отпуск проводятся по
усложненным режимам [1001.
Поскольку никельхромовые сплавы, используемые в условиях
высокотемпературной релаксации, как правило, имеют достаточ-
ную пластичность и нечувствительны к концентраторам напря-
жений, то нет необходимости в применении для них сложных ре-
жимов термической обработки. Целесообразность применения
многоступенчатой обработки следует решать в каждом отдельном
случае, учитывая при этом значительное усложнение и удорожа-
ние технологического процесса производства деталей.
3. ВЛИЯНИЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
НА РЕЛАКСАЦИОННУЮ СТОЙКОСТЬ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Термомеханическая обработка металлов и сплавов, представ-
ляющая собой сочетание пластического деформирования (наклепа)
и термической обработки, является прогрессивным технологиче-
ским процессом, позволяющим повышать уровень механических
свойств стали и других сплавов, в том числе и жаропрочных.
1 Аналогичные три типа диаграмм могут быть получены и для других тех-
нологических обработок [150].
215
Возможность упрочнения металлических сплавов сочетанием
механического и фазового наклепа отмечалась еще в 1943 г. в тео-
ретических работах С. Т. Конобеевского. Реальная возможность
применения термомеханической обработки для повышения жаро-
прочных свойств впервые показана В. Д. Садовским с сотрудни-
ками [135J. В дальнейшем было проведено значительное число
экспериментальных исследований, исчерпывающий обзор которых
можно найти в труде М. Л. Бернштейна [123].
Многочисленные способы такой обработки могут быть отнесены
к трем основным видам: НТМО (низкотемпературная термомехани-
ческая обработка), ВТМО (высокотемпературная термомеханиче-
ская обработка) и МТО (механико-термическая обработка).
Различные варианты этих обработок включают операции пла-
стического деформирования, которые проводят при разнообразных
степенях деформации и различных температурах, и собственно
термическую обработку, основные параметры которой (темпера-
тура, время, скорости нагрева и охлаждения) могут колебаться
в широких пределах. В результате получаются самые различные
сочетания механического наклепа, рекристаллизации, возврата
и старения, суммарное влияние которых на процесс релаксации
напряжений может быть различно и зависит, кроме того, от кон-
кретных рабочих условий — длительности и температуры.
При комнатной, пониженной и умеренно повышенной темпера-
турах любая термомеханическая обработка (так же, как и холод-
ный наклеп), как правило, повышает релаксационную стойкость
металлов и сплавов. Это объясняют тем, что ТМО приводит к со-
зданию в структуре поликристаллических металлов равномерно
распределенных внутренних дислокационных барьеров, препят-
ствующих движению дислокаций [104 J. Одновременно увеличи-
вается плотность дислокаций, причем последняя после НТМО
(при одинаковой степени деформации) почти на порядок выше,
чем после ВТМО [123].
F Положительное влияние ТМО может быть показано на при-
мере низколегированной стали 35ГС, исследованной в работе
[136]. ВТМО заключалась в деформировании на 30% при 900° С
с последующими закалкой и отпуском. Испытание на релаксацию
проводилось при комнатной температуре кольцевым методом при
достаточно высоких значениях начального напряжения: 95; 120;
140; 160 кгс/мм2. Падение напряжения у образцов, подвергнутых
ВТМО, оказалось меньше, чем у закаленных и отпущенных образ-
цов. Эта закономерность справедлива как для начального периода
релаксации, так и по истечении 200—400 ч.
к Благоприятное влияние предварительной пластической дефор-
мации на сопротивление релаксации у перлитных сталей при
комнатной и умеренно повышенных температурах не вызывает
сомнений. Например, холодное деформирование углеродистой
стали при значительных обжатиях (до 80%), но низком начальном
напряжении о0 = 40 кгс/мм2 повышает релаксационную стой-
216
б?
7 10 юг io3"^ io3 106 7? 10е
Т,ч
Рис. 127. Схема изменения величи-
ны от в зависимости от времени ре-
лаксации при температурах it — tt>‘
штриховые линии — термомехаии-
ческая обработка; сплошные ли-
нии — обычная термообработка
(G < /6)
кость при 20 и 150° С тем в большей степени, чем выше содержание
в стали углерода (в пределах 0,3—0,9%) [97]. При этом многие
авторы указывают, что существует оптимальная степень наклепа.
Как показал А. А. Красильников [6], эта оптимальная величина
деформации для высокоуглеродистой стали У8А изменяется с тем-
пературой, составляя 80% при 20° С; 50% при 150° С и лишь 20%
при 450° С. Более подробные данные по этому вопросу можно
найти в книге В. Я. Зубова и С. В. Грачева [581.
При повышении температуры на процесс релаксации напряже-
ний оказывают влияние такие явления, как рекристаллизация,
возврат, старение. В этих условиях решающее значение приобре-
тает временной фактор. По исте-
чении некоторого промежутка вре-
мени, зависящего от температуры,
упрочняющее действие ТМО утрачи-
вается и преимущество получает
материал, не подвергавшийся ТМО.
Схематически это показано на
рис. 127, где точки пересечения пря-
мых для ТМО и обычной термиче-
ской обработки отвечают максималь-
ной температуре эффективного при-
менения ТМО при заданном сроке
службы. Например, если при крат-
ковременном нагружении (длитель-
ностью 10 ч) ТМО эффективна при
температурах до t5, то при удлине-
нии срока службы до 1000 ч преде-
льная температура снизится до t3.
Если требуется увеличить время эффективного воздействия
ТМО на релаксационную стойкость данного материала, не следует
стремиться к чрезмерно высокой плотности дислокаций в металле,
так как такое структурное состояние, получаемое, например, пу-
тем НТМО, является при длительном температурном влиянии не-
стабильным. Лучшие результаты дает ВТМО, приводящая к не-
сколько меньшей плотности дислокаций [123].
Для длительной высокотемпературной службы, как уже отме-
чалось в гл. I, предпочтительна полигональная структура. Поли-
гонизация может создаваться в определенных условиях и при
ВТМО, и при НТМО с применением относительно малых степеней
пластической деформации. В случае НТМО для образования поли-
гональной структуры необходим дополнительный нагрев в доре-
кристаллизационном интервале температур, называемый неко-
торыми авторами рекристаллизационным отжигом.
Стабильная полигональная структура получается с помощью
механико-термической обработки (МТО), предложенной и разра-
ботанной И. А. Одингом и его школой [104; 137]. Этот вид обра-
ботки заключается в деформировании металла на 1—10% при
217
определенной температуре и последующей выдержке в дорекри-
сталлизационном интервале температур. Обе эти температуры —
деформирования и тепловой выдержки — в некоторых случаях
совпадают. Например, при обработке аустенитной стали 12Х18Н9
для обеих операций рекомендуется 600° С.
М. Л. Бернштейн и Н. Б. Либман [123] изучали влияние ТМО
(по схеме закалка — деформация — старение) на релаксацию на-
пряжений элипварпых сплавов марок Н41ХТА и Н35ХМВА при
550° С и начальных напряжениях о0 С 0,8от. При испытании об-
разцов из сплава Н41ХТА после закалки с 1000°С, деформации на
8% и отпуска в течение 0,5 и 5 ч было установлено лишь незначи-
тельное повышение релаксационной стойкости по сравнению с не-
деформированными образцами (рис. 128, а и б). Влияние темпера-
туры отпуска сказалось лишь в самый начальный момент процесса
релаксации.
Иная картина наблюдалась для сплава, деформированного
после закалки с 1000° С на 14%, когда при последующем отпуске
образовалась полигональная структура. В связи с заметным повы-
шением при указанной обработке предела упругости величина сг0
в испытаниях на релаксацию была доведена до 93 кгс/мм2. Как
видно из рис. 128, в, релаксационная стойкость сплава также су-
щественно повысилась, особенно после отпуска при 800° С, кото-
рый создал в сплаве настолько устойчивую дислокационную струк-
туру, что при 550° С релаксация напряжений при данной дли-
тельности испытаний вообще не наблюдалась.
Аустенитные стали и сплавы на никелевой основе, как известно,
обладают большой способностью к пластической деформации, по-
этому влияние ТМО на их свойства наиболее заметно. Например,
путем ВТМО можно повысить 100-ч длительную прочность аусте-
нитных сталей при 550—650° С на 15—25%. Примерно такое же
приращение о100 (на 20%) при 600° С дает МТО стали 12Х18Н9Т.
Эффективность ТМО жаропрочных аустенитных сталей и спла-
вов подтверждается многочисленными исследованиями [123]. Од-
нако в технической литературе почти отсутствуют сведения о влия-
нии ТМО и МТО аустенитных сталей и сплавов на их релакса-
ционную стойкость. Имеются лишь отдельные данные о применении
к ним холодной пластической деформации (наклепа), которая
должна влиять на их сопротивляемость релаксации в том же на-
правлении, как- и различные варианты НТМО.
В частности, установлено, что холодное деформирование (с не-
большими степенями обжатия) хромоникелевой аустенитной стали
типа 18-9 и 18-10 марок 12Х18Н9, 12Х18Н9Т, 10Х18Н10,
12Х18Н10Т улучшает сопротивление релаксации при умеренно
повышенных температурах (до 400° С). Так, в работе [138] иссле-
довалась релаксация напряжений в нагартованной проволоке
диаметром 4,5 мм из стали 12Х18Н9Т с пределом прочности при
20° С 145—160 кгс/мм2. Пружины, изготовленные из такой про-
волоки, показали удовлетворительную релаксационную стой-
218
кость при 385° С, но недостаточную при 420—450° С. Начальное
напряжение снизилось: при 385° С на 44—47% за 2500 ч, при
420° С на 76,5—81,5% за 1750 ч и при 450° С на 86—88,5% за
750 ч. Абсолютные значения оставшихся напряжений (табл. 54)
намного ниже, чем для аналогичной стали в ненаклепанном состоя-
нии (ср. с данными табл. 36).
Рис. 128. Кривые релаксации сплава
Н41ХТА при 550° С:
а — закалка с 1050° С 4- отпуск; б — за-
калка с 1000° С + деформация 8% 4- от-
пуск; в — закалка с 1000° С |- деформа-
ция 14% |- отпуск; температура от-
пуска, °C:
1 — 600; 2 — 700; 3 — 800
Рис. 129. Влияние наклепа и темпера-
туры отпуска стали 12X18Н9Т на ве-
личину ат/а0. Сплошные кривые —
деформация 90%, штриховые — де'
формация 60%, штрих-пуиктириые —
деформация 30%
Таблица 54
Релаксация напряжений в холоднотянутой проволоке
диаметром 4,5 мм из стали 12Х18Н9Т
°в при 20° С, кгс/мм2 Темпера- тура, °C кгс/мм2 ат» кгс/мм2, за время, ч
100 50Э 1030 1750 2500
145 385 20,2 18,4 15,6 15,0 13,1 11,2
420 23,3 12,8 6,7 5,7 4,3 —
450 20,5 5,9 2,6 2,8 * — —
160 385 19,7 18,5 15,5 12,8 11,6 10,4
420 20,0 13,2 7,3 6,1 4,7 —
450 19,7 8,8 2,6 2,1 * — —
* За 750 ч.
219
На холоднодеформированной проволоке диаметром 3,8; 1,9 и
1,5 мм из той же стали 12Х18Н9Т В. Я- Зубовым и Л. А. Красиль-
никовым [139J было изучено влияние более высоких обжатий (30,
60 и 90%). Отмечены заметное уменьшение сопротивления релак-
сации (в интервале от 150 до 450° С) с увеличением степени обжа-
тия, а также положительная роль отпуска при температурах до
400° С (рис. 129). Следует отметить, что продолжительность испы-
таний на релаксацию в противоположность предыдущему иссле-
дованию здесь была невелика (15 ч).
При более высоких температурах (600—850° С) отрицательное
влияние предварительной пластической деформации отмечается
уже при меньших степенях наклепа (15—30%), что подтверждается
данными табл. 55.
Таблица 55
Влияние степени наклепа е на релаксационную стойкость
холоднодеформированной стали 12Х18Н9Т
Температура, °C ат, кгс/мм2, при в, %
10 20 30
700 25—35 5—15 4—10
750 5—10 2—3 0,5—1,0
800 1—5 0,3—0,5 0,2—0,3
850 0,3—0,5 0,1—0,3 0,1—0,2
900 —0,1 —0,1 —0,1
Значительно меньше изучено влияние термомеханических ме-
тодов обработки на релаксационную стойкость цветных металлов
и сплавов. Б. А. Зорин и Э. М. Пермякова применили ВТМО с де-
формацией на 70% для титанового сплава ВТЗ-1, который был
испытан на релаксацию при температурах 600—800° С. Получен-
ные результаты не показали заметных преимуществ данного вари-
анта ВТМО над обычной термообработкой. Также можно отметить
работу [140J, в которой изучалось влияние пластической дефор-
мации на релаксацию напряжений в бериллиевой бронзе.
Влияние ТМО на релаксационную стойкость сплава
ХН67ВМТЮ на никелевой основе исследовано М. Л. Бернштей-
ном и Э. Л. Ситниковой [1231. Эти авторы изучали влияние сте-
пени деформации и режимов старения на величину осадки (при
сжатии) винтовых пружин диаметром 12,7 мм, изготовленных из
волоченой проволоки указанного сплава с различными степенями
обжатия. При 500° С и о0 = 60—80 кгс/мм2 наименьшая осадка
(12% за 25 ч) наблюдалась после 50%-кого обжатия с последую-
щим старением в течение 6 ч при 600—650° С, а при 600° С (20% за
25 ч) после 25%-ного обжатия и старения 6 ч при 750° С.
220
Практически же применение ТМО для жаропрочных сплавов
в условиях релаксации связано с дальнейшим накоплением экспе-
риментальных данных, которые позволят построить для каждого
сплава реальные графики по типу рис. 127.
4. ПОВЫШЕНИЕ РЕЛАКСАЦИОННОЙ СТОЙКОСТИ СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ МЕТОДОМ «ТРЕНИРОВКИ»
Под термином «тренировка» понимают повышение сопротивле-
ния металлов и сплавов релаксации напряжений путем повторных
нагружений в течение первого периода релаксации. Этот метод
технологической обработки уже практически применяют к низко-
и высоколегированным сталям при температурах, отвечающих
рабочим температурам изготовляемых из этих сталей крепежных
деталей.
Обоснование данному методу было дано в гл. IV, п. 1. Там же
указывалось, что различные конструкционные материалы по-раз-
ному реагируют на повторные нагружения: интенсивность процесса
релаксации напряжений уменьшается, или увеличивается, или
остается неизменной, т. е. можно говорить о циклическом упроч-
нении, циклическом разупрочнении и циклической стабильности
в условиях релаксации. При этом характер циклической неста-
бильности материала может изменяться с температурой.
Естественно, что метод тренировки эффективен лишь для ци-
клически упрочняемых (при данной температуре) материалов.
Отметим, что при гомологических температурах (0,25—0,5) Т„л
большинство сталей и сплавов относится к категории циклически
упрочняемых.
Практически метод тренировки заключается в подгружении
испытуемого образца или детали через некоторый промежуток
времени, обычно не выходящий за пределы начального периода
релаксации. Повторное нагружение производят до напряже-
ния По (п), где п — порядковый номер цикла. Напряжение о0 <«>
может быть выше начального напряжения (по («) > со (i>), рав-
ным начальному напряжению (по <«) = <?о <i>) и ниже начального
напряжения (со <«) <ao(i>)*- Подгружение бывает одно- или
многократным и осуществляется при различной продолжитель-
ности циклов (от одного до нескольких сот часов). Как правило,
тренировку производят при постоянной температуре; лишь в ред-
ких случаях повторные нагружения сопровождаются термоцикли-
рованием.
В общем степень эффективности метода тренировки опреде-
ляется сочетанием температуры испытания, величин <То (i) и Оо <«),
количества нагружений и интервалов между ними. Такое число
факторов затрудняет установление общих закономерностей, по-
* Эти три случая некоторые авторы называют соответственно «перенапря-
жением», «равнонапряжением» и «недонапряжением» [16].
221-
этому оптимальные режимы до сих пор подбирают для отдельных
сталей и сплавов экспериментальным путем.
Наиболее простые и часто применяемые схемы тренировок при-
ведены на рис. 130, а характеризующие их значения времени и
соотношение напряжений о0 <«> и о0 — в табл. 56. Дадим краткую
характеристику этих режимов [691.
Режимы 1—3 характеризуются сравнительно короткими ин-
тервалами времени между нагружениями (1—15 ч) и отличаются
друг от друга уровнем напряжений щ <«> относительно начального
напряжения Оо<1) (см. рис. 130, схемы а, б, в). Число нагружений п
колеблется от 2 до 5 и выбрано из следующих соображений. Как
Типовые режимы тренировок
Таблица 56
Режим Условия нагружения 1 Число нагру- жений (цик- лов) п Время между нагружениями, ч Обозначения кривой на рис. 130
*2 т3
1 По <«> ~ °О (1) 2—5 1—15 1—15 1—15 а
2 П0 (П) < По (1) 2—5 1—15 1—15 1—15 б
3 По <п> > По (1) 2—5 1—15 1—15 1—15 в
4 По <1 > > По (2) < По (8) 3 15—50 50—100 — 3
5 По (1) < П0 (2) > П0 (з) 3 15—50 50—100 .— д
6 По (1) = По (2) 2—3 500 1000 — е, е
7 По (1) > По (2) 2—3 500 1000 — е, е"
8 По (1) < П0 (2) 2—3 500 1000 — е, е"'
°0 (1)’ °0 (2)’ °0 (п)
жениях соответственно.
— начальные напряжения
при первом, втором, л-ном нагру-
222
отмечалось в гл. IV, после некоторого числа нагружений их перво-
начальное упрочняющее влияние затухает и либо достигается по-
стоянное значение По («>, либо оно начинает уменьшаться. Экс-
периментальные данные показывают, что у перлитных сталей ука-
занное явление происходит обычно после п = 3—5, у аустенит-
ных — уже после п = 2—3 [16; 49]. Поэтому в каждом отдельном
случае желательно рядом предварительных опытов установить
оптимальное число нагружений.
Режимы 4—5 предусматривают трехкратное нагружение с от-
носительно коротким интервалом тх (между первым и вторым) и
более длительным т2 (между вторым и третьим нагружениями).
Особенность обоих режимов — различный уровень начальных на-
пряжений: напряжение во (2) имеет в режиме 4 минимальное, а в ре-
жиме 5 — максимальное значение по сравнению с напряже-
ниями Go (I) и о0 (3) (рис. 130, схемы г и д).
Разумеется, рассмотренные режимы тренировки не охватывают
всех возможных вариантов. В практике встречаются и более слож-
ные режимы.
Например, схема е на рис. 130 отображает подтяг крепежных
деталей в процессе эксплуатации: здесь предусматриваются весьма
длительные интервалы времени между двумя нагружениями, при-
ближающиеся к реальным срокам подтягов.
Таблица 57
Влияние повторных нагружений на релаксационную стойкость сталей
Сталь Темпера- тура, °C Нагру- жение Со, кгс/мм2 0^, кгс/мм2, за время, ч
500 1000 1500 5000 10 000
20Х1М1Ф1Т 565 I 30 16,0 12,5
(ЭП188) II — 17,7 -— 14,0 —
580 I 30 — 14,5 -— 11,0 —
II — 16,4 — 13,5 —
20ХЗФ1ВМТ 565 I 30 -—. 12,3 .—- 10,1 .—-
(ЭП189) II — 15,2 — 12,0 —
580 I 30 — 12,3 -— 9,2 —
II .— 15,8 -—- 12,7 —
15Х12ВНМФ 560 I 35 .—- 11,0 .—- 9,0 7,0
(ЭИ802) III — 17,2 — 13,6 >12
18Х12ВМБФР 565 I 30 15,5 14,0 — 12,5 10,6
(ЭИ993) III 20,0 18,2 — 15,6 13,3
31Х19Н9МВБТ 560 I 20 14,7 14,4 — 13,4 13,0
(ЭТ1572) II 17,7 17,3 — 16,5 16,0
ХН70ВМЮТ 700 I 25 — — 14,5 — —-
(Э11765) II — — 20,0 — —
III — —- 22,0 — —
725 I 25 — — 14,0 — —
II — .— 17,5 — —
III — — 19,0 — —
223
Далее приводятся некоторые экспериментальные данные, ил-
люстрирующие влияние подгружений на релаксационную стой-
кость.
Общее представление о таком влиянии дает табл. 58, куда вклю-
чены данные для сталей перлитного, мартенситного и аустенитного
классов. Подгружения производились до исходного значения о0,
согласно схеме а на рис. 130; варьировалось их число п. Поло-
жительный эффект тренировки очевиден во всех приведенных
случаях.
На рис. 131 приведены кривые релаксации жаропрочной аусте-
нитной стали, испытанной при 650° С. В результате трехкратного
100 200 300 400 500 600 700 600 900 1000
Т,ч
Рис. 131. Первичные кривые релаксации жаропрочной
аустенитной стали без тренировки (/) и с тренировкой
по схеме а (2)
нагружения (по схеме а) получено существенное увеличение сопро-
тивления релаксации напряжений.
Положительную роль тренировки можно объяснить с позиций
теории дислокаций, согласно которой в условиях релаксации на-
пряжений (в отличие от ползучести) происходит непрерывное исто-
щение источников генерирования дислокаций. Под влиянием же
повторных нагружений деятельность источников генерирования
вновь усиливается; образуются скопления дислокаций, а вокруг
последних возникают облака растворенных атомов (атмосферы
Коттрелла), препятствующие перемещению дислокаций, что, в ко-
нечном счете, приводит к упрочнению сплава.
Имеющиеся литературные данные относятся в основном к тем-
пературам, не превышающим (0,4—0,5) Т„л. Нами изучено [144 J
влияние повторных нагружений на релаксационную стойкость
жаропрочных никельхромовых сплавов при температурах выше
0,57^. Умеренно упрочненный сплав ХН77ТЮ испытывался
на релаксацию при 750° С, два других — ХН67ВМТЮ и
ХН63ВМТЮ, твердый раствор которых упрочнен значительным
количеством вольфрама и молибдена, — испытывались при 800
224
Таблица 58
Химический состав жаропрочных сплавов
на никелевой основе, подвергнутых тренировке
Сплав * С Сг W Мо Ti Al в ** Се **
Х1177ТЮ (ЭИ437А) 0,03 20,5 2,45 0,72 - 0,01
ХН67ВМТЮ (ЭП202) 0,06 18,6 4,7 4,5 2,65 1,20 0,02 0,01
ХН63ВМТЮ 0,04 16,0 12,6 4,75 1,95 1,80 0,01 0,025
(типа ЭИ893) ХН70ВМЮТ (ЭИ765) 0,14 15,0 5,2 4,0 1,25 2,10 0,01 —
♦ Во всех сплавах содержание кремния 0,15—0,45%; марганца 0,23—0,35; же-
леза 1 — 1,5% .
** По расчету.
и 850° С. Химический состав сплавов приведен в табл. 58. Все
сплавы были подвергнуты предварительной двухступенчатой тер-
мической обработке по стандартным режимам.
Рис. 132. Полосы разброса экспериментальных данных
для сплава ХН67ВМТЮ (ЭП202) при а„ = 30—
35 кгс/ммг;
1 — без подгружений; 2 — с подгружением по схеме а
(I—II1 — циклы нагружений)
Число нагружений (циклов) на основании предварительных
опытов было выбрано п =3—4, начальные напряжения циклов о0(П)
не превышали О,8о02 и были одинаковы, т. е. соблюдались усло-
вия: о0 < 0,8о02 и Со (п) = Оо (I). Интервалы времени между
подгружениями составляли от 1 до 15 ч.
Основные результаты испытаний никельхромовых сплавов на
релаксацию с повторными нагружениями приведены в табл. 59,
8 А. М. Борздыка, Л. Б. Гецов 225
Таблица 59
Влияние повторных нагружений на релаксационную стойкость сплавов
Нагру- жение to« Qj, кгс/мм2, за время, ч Режим тренировки
100 500 1000 200Э 3000 5000
ХН77ТЮ (ЭИ437А) при 750° С
I III I 20 20 25 11,2 13,7 13,5 8,0 9,8 9,6 6,6 7,7 8,3 5,2 6,2 6,5 4,1 4,9 4,8 — 20 кгс/мм2, 1 ч (4 цикла)
III 25 18,5 12,7 10,0 7,8 6,1 — 25 кгс/мм2, 15 ч (3 цикла)
I 30 15,5 10,5 8,6 6,8 5,0 -— .—
III 30 20,2 14,0 ХН67 10,8 BMTIO 8,3 (ЭП20 6,3 2) при 800° С 30 кгс/мм2, 15 ч (3 цикла)
I 35 15,7 11,5 9,0 7,0 5,7 —
III 35 19,5 14,0 10,8 8,3 7,0 —- 35 кгс/мм2, 1 ч (3 цикла)
I 40 17,2 12,5 10,5 7,8 6,6 — —
III 40 20,5 13,7 ХН67 11,3 ВМТЮ 8,5 (ЭП2О2 7,1 ) при 850° С 40 кгс/мм2, 1 ч (3 цикла)
I 25 9,9 5,8 4,4 3,0 2,2
III 25 11,5 6,8 5,0 3,3 2,4 — 25 кгс/мм2, 1 ч (3 цикла)
I 30 10,8 6,4 4,8 3,2 2,2 .—. .—.
III 30 12,5 7,0 5,2 3,5 2,4 — 30 кгс/мм2, 1 ч (3 цикла)
I 35 12,5 7,1 5,2 3,5 2,6 —
III 35 12,8 X 7,8 Н63ВМ 5,7 ТЮ (ти 3,8 па ЭТИ 2,7 >93) пр н 800° 35 кгс/мм2, 1 ч (3 цикла) С
I 25 13,8 10,2 8,5 7,2 6,2 5,0
III 25 17,0 12,2 9,6 8,5 7,2 5,8 25 кгс/мм2, 15 ч (3 цикла)
I 30 15,0 11,3 9,5 8,1 7,0 5,5
III 30 17,8 XI 13,5 I63BM1 11,0 ТО (ти 9,1 па ЭИ8 8,0 93) пр 6,2 и 850° 30 кгс/мм2, 15 ч (3 цикла) С
I 30 13,0 9,5 7,6 5,6 4,1 3,4 **
III 30 16,5 10,8 9,0 6,8 5,4 ^5** 30 кгс/мм2, 15 ч (3 цикла)
* Среднее из двух-четырех испытаний.
*• За 4000 ч
226
примеры первичных кривых релаксации со схемой тренировки —
на рис. 132.
Экспериментальные данные говорят о повышении релаксацион-
ной стойкости никельхромовых сплавов в результате тренировки.
Оставшиеся напряжения о1000 и о3000 У сплава ХН77ТЮ после
трехкратных подгружений при 750° С возросли на 15—25%. При-
мерно тот же прирост <т1000 и азооо Дает тренировка сложнолеги-
рованных сплавов ХН67ВМТЮ и ХН63ВМТЮ при 800° С.
Эти цифры полезно сравнить с данными для аналогичных спла-
вов, полученными при меньших температурах. Так, у сплава
ХН70ВМЮТ (ЭИ765), близкого по составу к сплаву ХН67ВМТЮ,
после двух-четырех подгружений при 700—725° С величина о1500
увеличилась на 30—35% (см. табл. 57). Таким образом, эффектив-
ность тренировки с повышением температуры уменьшается, но
при 800° С ее применение все еще целесообразно.
При 850° С влияние повторных нагружений ослабевает. Это
заметно на сплаве ХН67ВМТЮ (см. рис. 132), для которого зна-
чения <т1ооо (при ох = 25—30 кгс/мм2) составляют 5,0—5,2 кгс/мм2
против 4,4—4,8 кгс/мм2 в исходном состоянии. Одновременно про-
грессирует процесс релаксации напряжений во времени: по исте-
чении 3000 ч величина ох уменьшается до 2,4—2,7 кгс/мм2 (—10%
от о0).
Несколько лучшие результаты были получены [68 J при тре-
нировке по схеме Oo(i> > «То (2) < <т0 (з> (режим 4), что позволило
повысить величину о1000 ДО 7,2 кгс/мм2 против 5,0—5,8 кгс/мм2
(для режимов 1—3).
Лучшую, чем у ХН67ВМТЮ, релаксационную стойкость и
способность к некоторому циклическому упрочнению при тем-
пературе 850° С сохраняет сплав ХН63ВМТЮ, что, по-видимому,
связано с более высоким содержанием вольфрама в твердом рас-
творе (—12% W против 4% у сплава ХН67ВМТЮ). Наиболее
выгодным для этого сплава явилось подгружение через длитель-
ные (более 300 ч) промежутки времени [68, 144].
Еще более эффективным аналогичный режим тренировки ока-
зался для никельхромового сплава ХН62МВКЮ (ЭИ867), содер-
жащего 5% Со, что подтверждают первичные кривые релаксации
на рис. 133.
Из обобщения экспериментальных данных следует, что для
высоколегированных аустенитных сталей и сплавов метод тре-
нировки практически эффективен при рабочих температурах до
0,5 Т„л, а для низко- и среднелегированных сталей (перлитного
класса) — до 0,4 Тгл. Поскольку этот метод можно рассматривать
как один из видов ТМО, по отношению к нему справедлив харак-
тер температурно-временной зависимости величины от, рассмотрен-
ной в предыдущем разделе (см. рис. 127).
В последнее время получают практическое применение способы
деформирования металлов с наложением вибраций. Вибрационная
обработка приводит к упрочнению металлов и сплавов, если ее
6* 227
проводить в условиях постоянства деформаций предварительно
нагруженного образца (снижая нагрузку по мере возрастания
пластической деформации)
Примеры влияния термовибрационной обработки на процесс ре-
лаксации напряжений в двух никельхромовых сплавах даны на
рис. 134. Режимы вибрационной обработки: температура 700° С,
частота вибраций 700 Гц, средняя амплитуда колебаний 1,0—
1,6 кгс/мм1 2. Начальное напряжение составляло 28,5—29,3 кгс/мм2
Рис. 133. Испытание на релаксацию сплава
ХИ62МВКЮ (ЭИ867) при 850° С:
1 — без подгружений; 2 — подгружение
через 300 ч до <у0 = 25 кгс/мм2; 3 — то же,
до О'0 == 30 кгс/мм2
для сплава ХН70ВМТЮ (ЭИ617)
и 42,6—43,2 кгс/мм2 для спла-
ва ХН70МВТЮБ (ЭИ598).
Рис. 134. Полосы разброса эксперименталь-
ных точек при 700° С:
а — сплав ХН70ВМТЮ (ЭИ617); б —
сплав ХН70МВТЮБ (ЭИ598); 1 и 3 —
обычные испытания на релаксацию; 2 и
4 — с наложением вибраций
Очевидно, что наложение вибраций существенно препятствует
релаксации напряжений в обоих сплавах, но особенно в сплаве
ХН70ВМТЮ, где оно вызывает появление напряжений выше о0,
т. е. приводит к отрицательной релаксации напряжений (см.
далее, с. 229).
5. СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ПРОЦЕССЕ
РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ
Роль структурных превращений, происходящих в процессе
релаксации напряжений при высоких температурах, удобнее всего
рассматривать на аустенитных сталях и никельхромовых сплавах,
поскольку в этих материалах, обычно относящихся к числу дис-
персионно твердеющих, возможны различные варианты струк-
турных превращений. Так, при длительном нагреве в определен-
ном температурном интервале предварительно закаленной,
а в большинстве случаев и отпущенной стали выделяются избы-
точные фазы из твердого раствора (карбидные либо интерметаллид-
ные), а ранее выделившиеся метастабильные фазы переходят в более
устойчивое структурное состояние. В некоторых аустенитных ста-
1 Брагин Д. Д., Васильев Г. В. Авт. свид. № 239365.— «Открытия, изобре-
тения, пром, образцы, тов. знаки», 1969, Ks 11, с. 36,
228
лях, как уже отмечалось выше, под воздействием температуры воз-
можен частичный распад твердого раствора, связанный с алло-
тропическим превращением у —> а, у —> о, а —> а.
Эти превращения в аустенитных сталях могут происходить
и в процессе ползучести или релаксации напряжений при высоких
температурах (несмотря на предварительный стабилизирующий
отпуск).
Поскольку перечисленные явления сопровождаются измене-
нием объема, это может отразиться на процессе релаксации, когда
длина детали или образца должна оставаться постоянной. Особый
интерес представляет влияние на релаксацию напряжений струк-
турных превращений, связанных с
уменьшением объема. В этом случае
прирост напряжения в результате
сокращения длины стержня (из-за
Рис. 136. Кривые относительного
напряжение релаксации — вре-
мя для стали 12Х18Н9. Темпера-
тура испытаний. °C:
1 — 600; 2 — 650; 3 — 700; 4 —
750; 5 — 800
Рис. 135. Вид кривых релаксации (I—III) при
уменьшении удельного объема металла в зависи-
мости от характера структурных превращений
уменьшения объема) может превысить падение напряжения в
процессе релаксации. Поэтому действующее напряжение с тече-
нием времени возрастает (отрицательная релаксация, или акку-
муляция, напряжений).
На рис. 135 приведены типовые схемы изменения напряжений
в процессе таких испытаний. Кривые типа I характерны для стали
[например, 10Х11Н20ТЗР (ЭИ696) при 600° Си о0 = 30 кгс/мм2],
обладающей весьма высоким сопротивлением ползучести, в кото-
рой структурные превращения, вызывающие изменение объема,
происходят достаточно интенсивно в течение всего испытания.
Кривые типа II наблюдаются у материалов, у которых структур-
ные изменения на начальной стадии развиваются настолько ин-
тенсивно, что подавляют процессы ползучести, но с течением
времени затухают и ход кривой о = f (т) определяется процес-
сами релаксации. Такое поведение, например, было обнаружено
у сталей ХН35ВТЮ (ЭИ787) при 600° С и начальном напряжении
25 кгс/мм2 и 37Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481) при 500° С и начальных
напряжениях 20—36 кгс/мм2. Встречающиеся значительно реже
в практике испытаний на релаксацию кривые типа III отобра-
жают раздельное выпадение двух мелкодисперсных фаз, сопро-
вождающееся уменьшением объема.
Отрицательная релаксация напряжений в аустенитных сталях
и сплавах наблюдалась рядом исследователей [14; 141; 142].
229
Помимо упомянутых выше аустенитных сплавов 37Х12Н8Г8МФБ,
10Х11Н20ТЗР и ХН35ВТЮ, имеющих достаточно сложный фазо-
вый состав, это явление было обнаружено и в более простой аусте-
нитной стали 12Х18Н9. На рис. 136 приводятся кривые релакса-
ции напряжений в этой стали. Здесь явление отрицательной релак-
сации при 700—800° С связано с интенсивным выделением кар-
бидов из аустенита [142J.
Структурные превращения при повышенных температурах
в цветных сплавах в некоторых случаях также приводят к отри-
цательной релаксации, которая наблюдалась, например, у берил-
лиевой бронзы при 300—400° С [1411, бронзы КМцЗ-1 при 200—
300° С [16[, у алюминиевого сплава с 1% Mg при 125° С и др.
Однако далеко не во всех случаях отрицательный объемный
эффект скажется подобным образом на первичных кривых напря-
жение — время. Необходимо принимать во внимание относи-
тельную жаропрочность основной структуры твердого раствора и
выделяющейся фазы, а также ее количество, форму и размеры вы-
делившихся частиц. Например, мелкодисперсные карбиды, по-
вышая сопротивление релаксации, будут действовать в том же
направлении, что и уменьшение объема, а скоагулированные выде-
ления, разупрочняющие сталь, аналогично увеличению объема.
Далее, если принять, что фазы а и о в условиях релаксации
(так же, как и при ползучести) имеют меньшую жаропрочность,
чем у-твердый раствор, то при достаточно большом содержании
этих фаз в структуре сплава падение напряжения в результате
релаксации может превысить прирост напряжения, связанный
с уменьшением объема. В результате кривая релаксации примет
вид, показанный на рис. 35, где участок с—d отвечает релакса-
ционному разупрочнению металла.
Конкретным примером может служить серия хромоникельмар-
ганцевых сталей, склонных к образованию о-фазы в процессе дли-
тельного нагрева при 650° С, исследованных Я- С. Гинцбургом
[16J. Известно, что превращение а —» о происходит с уменьше-
нием объема. Тем не менее первичные кривые релаксации этих
сталей изгибаются не кверху (как на рис. 135), а книзу (по типу
кривой 2 на рис. 35), что свидетельствует о резком релаксацион-
нрм разупрочнении стали в результате образования в структуре
значительных количеств о-фазы. Подобные явления могут наблю-
даться, когда во время релаксационного процесса при соответ-
ствующей температуре начинается интенсивное выпадение избы-
точных фаз, обладающих пониженной жаропрочностью.
Рассмотренные случаи могут быть квалифицированы как ано-
мальные. Практически применяемые для горячего крепежа аусте-
нитные стали, как правило, имеют достаточно устойчивый твер-
дый раствор и аллотропические превращения обычно отсутствуют.
В условиях высокотемпературной релаксации структурные из-
менения в таких сталях ограничиваются выделением из твердого
раствора вторичных фаз — карбидных или интерметаллидных.
230
При невозможности полностью устранить внутренние превраще-
ния в сплавах в ряде случаев можно их использовать для повыше-
ния длительной релаксационной стойкости и жаропрочности.
Для примера приведем аустенитную жаропрочную сталь
08Х15Н24В4ТР (ЭП164), первичные кривые релаксации которой
даны на рис. 137. В процессе испытания на релаксацию при 650—
700° С в структуре предварительно закаленной и отпущенной
стали непрерывно происходит образование вторичных фаз (в ос-
новном Ni3Ti). Поскольку частицы этого интерметаллида при
указанной температуре выделяются из твердого раствора в доста-
точно дисперсном виде (рис. 139, сг,
см. вклейку) они тормозят релакса-
цию и первичные кривые отражают
монотонный спад напряжения.
При повышении температуры до
750° С структурные превращения
Рис. 137. Первичные кривые релак-
сации стали 08Х15Н25В4ТР
(ЭП164):
а — при 700° С; б — при 750° С;
кгс/мм2: 1 — 20; 2 — 25; 3 — 30
Рис. 138. Изменение количества упрочняющих
фаз в структуре аустенитной стали
08Х15Н25В4ТР в зависимости от времени при
температуре 750° С (£ — суммарная кривая)
стали 08Х15Н24В4ТР при длительном нагреве имеют более
сложный характер (рис. 138). Помимо коагуляции частиц Ni3Ti
(рис. 139, б), эта фаза (с кубической решеткой) частично пере-
рождается в фазу i]-Ni3Ti (с гексагональной решеткой), имею-
щую форму тонких пластин (рис. 139, в). После 5000 ч начинается
процесс обратного растворения фазы Ni3Ti, количество которой по
истечении 10 000 ч уменьшается почти до исходного (см. рис. 138).
Одновременно в структуре непрерывно образуется интерметалли-
ческое соединение Fe2W (типа фаз Лавеса), которое компенсирует
убыль фазы Ni3Ti. На рис. 139, в видны выделения этой фазы по
границам зерен, а на рис. 140 (см. вклейку) дана уникальная фото-
графия одной частицы интерметаллида Fe2W при увеличении
100 000. Таким образом, суммарное содержание интерметаллид-
ных фаз в стали за 5000—10 000 ч не только не уменьшается,
но даже незначительно возрастает (с 4,9 до 5,35%). Количество
фазы Ni3Ti за то же время уменьшилось с —4 до 2%, а коли-
чество фазы Fe2W, наоборот, возросло до 3,3% [130].
Описанные превращения способствуют сохранению сопротив-
ления ползучести на достаточном уровне даже при столь высокой
231
Для Стали этого класса температуре, как 750° С. В условиях ре-
лаксации напряжений замена фазы Ni3Ti фазой Fe2W лишь не-
сколько затормаживает разупрочнение стали при температуре
750° С (см. рис. 137, б). Это обстоятельство не является неожидан-
ным в связи с особенностями разупрочнения'в условиях ползу-
чести и релаксации (см. с. 17). Кроме того, можно полагать, что
структурная нестабильность данной стали при 750° С является
в условиях релаксации отрицательным фактором.
Интересные результаты дало весьма длительное испытание на
релаксацию жаропрочного сплава ХН65ВМТЮ на никельхромо-
вой основе [143J. Сплав был испытан на релаксацию при 750° С
в течение 20 000 ч при начальных напряжениях, составляющих 33,
Рис. 141. Первичные кривые релаксации сплава ХН65ВМТЮ при 750° С и из-
менение содержания упрочняющей фазы (нижняя кривая); о0, кгс/ммг:
1 — 20; 2 - 25; 3 — 30; 4 — 35
40, 50 и 60% от среднего значения предела текучести сплава при
той же температуре (60 кгс/мм2). Термическая обработка состояла
из закалки с 1180° С на воздухе и отпуска в течение 16 ч при
800° С.
Первичные кривые релаксации (рис. 141) для различных на-
чальных напряжений подобны и отображают два периода релак-
сации напряжений. Первый период (продолжительностью 300—
500 ч) характеризуется заметным падением напряжения при всех
значениях о0. К концу первого периода оставшееся напряжение
составляет ~0,7сто, а средняя скорость релаксации для разных
значений а0 варьирует от 0,002 до 0,005 кгс/мм2 в час (или от 0,01
до 0,02% в час). Затем наступает второй период, характеризую-
щийся меньшей интенсивностью релаксации напряжений. Уже
на первом этапе этого периода (1000—2000 ч) скорость релаксации
становится в четыре-пять раз меньше, чем в конце первого периода,
а продолжает заметно уменьшаться примерно до 5000 ч. В интер-
вале 5000—20 000 ч релаксация напряжений протекает со значи-
тельно меньшей скоростью (0,001—0,003% в час).
Специально проведенные исследования [143] показали, что
длительный нагрев сплава ХН65ВМТЮ (ЭИ893) при 750° С, не-
смотря на предшествовавший стабилизирующий отпуск, вызывает
232
Длительность старения, ч
Рис. 142. Изменение суммарного количества у,
и состава упрочняющей фазы в структуре
сплава ХН65ВМТЮ в зависимости от длитель-
ности старения
дополнительное выделение избыточной фазы типа Ni3 (Ti, Al), со-
провождающееся частичным перераспределением некоторых леги-
рующих элементов между твердым раствором и избыточной фазой
(табл. 60). Если в исходном состоянии количество последней со-
ставляет ~ 10%, то за 5000 ч (при 750° С) оно возрастает до 15,4%
(рис. 142). В дальнейшем интенсивность выделения фазы Ni3 (Ti,
Al) заметно ослабевает; 77% дополнительно выделившегося ко-
личества этой фазы прихо-
дится на первые 5000 ч ста-
рения при 750° С и лишь
23% — на последующие .
15 000 ч. Непрерывное за-
тухание процесса релакса- ;
ции напряжений исследован-
ного сплава связано с накоп-
лением мелкодисперсной у'-
фазы, с постепенной стабили-
зацией структуры и с пре-
кращением обеднения твер-
дого раствора никелем и алю-
минием, что подтверждается
данными фазового анализа
(см. табл. 60). По-видимому,
стабилизация структуры
сплавов с сильной легиро-
ванным твердым раствором
оказывает положительное
влияние на длительную ре-
лаксационную стойкость.
О том, что упрочнение
твердого раствора в ряде слу-
чаев более эффективно, чем
создание в структуре чрез-
мерного количества частиц
избыточной фазы, говорят результаты сравнительного испыта-
ния на релаксацию при 800° С двух никельхромовых сплавов,
из которых один имел сильно легированный твердый раствор и
умеренное количество вторичной (упрочняющей) фазы, а второй —
менее легированный твердый раствор, но значительно большее
количество той же упрочняющей фазы [2]. В течение первых
сотен часов оба сплава имели практически одинаковую релакса-
ционную стойкость, но по истечении 1000 ч уровень оставшихся
напряжений у второго сплава был ниже.
На основании изложенного можно заключить, что структур-
ные превращения, происходящие в сплавах при температурном
режиме релаксации напряжений, оказывают определенное влияние
на ход процесса релаксации. Эффект дисперсионного твердения
или аллотропических превращений накладывается на чисто релак-
233
Таблица 60
Распределение легирующих элементов в сплаве ХН65ВМТЮ
между твердым раствором и упрочняющей фазой, %
Режим обработки 1 Сг Ni W Мо Ti Al Si Fe
Упрочняющая фаза
800° С, 12 ч 3,1 10,8 7,0 6,4 44,7 36,5 16,6 17,2
750° С, 5 000 ч 1,0 17,7 10,0 7,1 76,6 64,0 16,6 17,2
750° С, 10 000 ч 2,5 19,1 11,5 5,9 87,3 60,9 16,6 17,2
750° С, 20 000 ч 2,7 19,7 15,0 6,2 79,3 39,1 16,6 17,2
800° С, 5 000 ч 1,2 13,1 10,0 5,9 60,0 46,2 16,6 17,2
800° С, 10 000 ч 1,9 14,8 10,0 8,1 70,7 53,0 16,6 17,2
800° С, 20 000 ч 1,6 18,8 13,0 13,8 88,6 48,1 16,6 17,2
Твердый раствор
800° С, 12 ч 96,9 89,2 93,0 93,6 55,3 63,5 I 83,4 82,8
750° С, 5 000 ч 99,0 82,3 90,0 92,2 23,4 36,0 1 83,4 82,8
750° С, 10 000 ч 97,5 80,9 88,5 94,1 12,7 39,1 83,4 82,8
750° С, 20 000 ч 97,3 80,3 85,0 93,8 20,7 60,9 83,4 82,8
800° С, 5 000 ч 99,8 86,9 90,0 94,1 40,0 53,8 83,4 82,8
800° С, 10 000 ч 98,1 85,2 90,0 91,9 29,3 47,0 83,4 82,8
800° С, 20 000 ч 98,4 81,2 87,0 86,2 11,4 51,9 83,4 82,8
Предшествующая обработка: закалка с 1180° С, охлаждение на воздухе.
сационные явления, поэтому общая картина процесса заметно
усложняется.
В связи с этим, естественно, возникает обратный вопрос: мо-
жет ли процесс высокотемпературной релаксации напряжений (не
приводящий к разрушению) оказывать в свою очередь определен-
ное влияние на структуру испытуемой стали (или сплава)?
Аустенитные стали марок 12Х18Н9Т, 09Х14Н18В2БР и
15Х20Н25ВМЗМ, а также сплав ХН77ТЮ были испытаны на ре-
лаксацию напряжений при температуре 650° С, примерно отве-
чающей О.БТ’щр Выбранные начальные напряжения во всех слу-
чаях были ниже предела текучести, составляя о(| = (0,4—0,8) о02.
Образцы, испытанные на релаксацию напряжений в течение
2000 ч, подвергли микроскопическому, электронномикроскопиче-
скому, фазовому, химическому и рентгеноструктурному анализам.
Параллельно исследовали образцы в исходном состоянии, а также
после нагрева той же длительности и температуры (при о0 = 0),
что позволило отделить влияние температуры испытания от влия-
ния самого процесса релаксации [1501.
Так как различные исходные микроструктуры аустенитной
стали могут обладать неодинаковой восприимчивостью к возмож-
ному влиянию процесса релаксации напряжений, кольцевые об-
разцы перед испытаниями были подвергнуты шести вариантам
234
термической обработки (см. табл. 61), что позволило исследовать
каждую сталь в шести структурных состояниях. Последние отли-
чались величиной зерна твердого раствора, количеством избыточ-
ной фазы и степенью ее дисперсности.
Таблица 61
Количество вторичных фаз в стали в различных состояниях
Состояние Количество фаз, %, в зависимости от температуры закалки, °C
12Х18Н9Т 09Х14Н18В2БР 15X20 Н25ВМЗБ ХН77ТЮ
1050 1200 1000 1250 1000 1200 950 1080
Исходное: закалка .... 0,4 0,3 0,9 0,5 1,9 1,1 1,1 1,4
то же + отпуск при 750° С . . . 0,8 0,6 1,0 1,3 3,0 2,1 9,0 9,4
то же, 800° С 0,9 1,2 1,2 1,5 2,2 1,4 8,0 8,9
После нагрева при 650° С 2000 ч ... 0,8 0,85 1,4 1,3 8,0 2,5 12,6 12,7
Испытание на релак- сацию: закалка .... 1,0 0,9 1,4 1,5 7,7 2,0 12,3 12,6
то же + отпуск при 750° С . . . 0,7 0,95 1,5 1,6 7,0 3,0 13,3 12,7
то же, 800° С 0,9 0,7 1,3 1,6 4,8 2,6 13,7 13,1
В табл. 61 приведены количества выделившихся фаз после ис-
ходной термической обработки, испытаний на релаксацию и дли-
тельного нагрева при о0 = 0. Эти данные говорят об отсутствии
зависимости количества избыточных фаз в структуре и характера
их распределения от приложенных напряжений, составлявших
(0,4—0,8) о02. Результаты микроисследования указывают, что
структурные изменения, обнаруженные в образцах, испытанных
на релаксацию, аналогичны изменениям в структуре образцов,
подвергнутых нагреву одинаковой длительности в ненагруженном
состоянии.
Таким образом, не было выявлено влияния процесса релакса-
ции на микроструктуру аустенитных сталей с интерметаллидным
и карбидным упрочнением после различных термообработок.
В работе [144] было проведено микроскопическое и электрон-
номикроскопическое исследование трех жаропрочных сплавов
(см. табл. 58), испытанных на релаксацию при температурах 750—
850° С с повторными подгружениями. И здесь установлено, что
процесс релаксации не влияет на морфологию, размеры и распре-
деление частиц упрочняющей фазы Ni3(Ti, Al). Повторное нагру-
жение образцов в первом периоде релаксации до уровня началь-
ного напряжения о0 «С О,8о02 также не оказывает сколь-либо су-
235
щественного влияния на изменение Структурного состояния сплава
по сравнению с воздействием продолжительного нагрева при той же
температуре. Это подтверждается микрофотографиями рис. 143
(см. вклейку).
Необходимо подчеркнуть сравнительно высокую температуру
этих испытаний, близкую к 0,5Тпл или превышающую ее, когда
диффузионные процессы протекают уже достаточно интенсивно.
При менее высоких температурах, например (0,3—0,4) Тпл, воз-
можна принципиально иная картина. Об этом говорят данные
электронномикроскопического исследования сплава алюминия
с 4% Си [50].
После закалки и искусственного старения при 150° С вторая
фаза возникает внутри зерна (преимущественно на дислокациях).
Приграничная же зона остается свободной от выделений 0-фазы
даже после 2000-4 выдержки (рис. 144, а; см. вклейку). Образец
был испытан на релаксацию напряжений (в области микропла-
стическнх деформаций). Температура испытания была та же, что
и температура старения, т. е. 150° С (~0,4ТШ|). Остаточная дефор-
мация непосредственно после нагружения составила '—0,01%.
В результате в приграничной зоне появились выделения 0-фазы,
количество которых увеличивалось стечением времени (рис. 144, б).
Таким образом, характер влияния процесса релаксации напря-
жений на микроструктуру во многом зависит от температуры.
Уровень начальных и, следовательно, оставшихся напряжений
также может предопределить характер этого влияния (в особен-
ности на начальных стадиях процесса).
ГЛАВА VII
РЕЛАКСАЦИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ
И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ НАПРЯЖЕНИЙ
Помимо вредного влияния процесса релаксации напряжений, приводящего
к уменьшению плотности фланцевых и других соединений, явлению неупругости
в деталях точных приборов, в ряде случаев релаксация напряжений оказывается
полезной. В настоящей главе рассматриваются некоторые примеры релаксации
технологических и эксплуатационных напряжений, положительно влияющих
на служебные свойства деталей.
1. РЕЛАКСАЦИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ НАПРЯЖЕНИЙ
В процессе изготовления деталей различных машин возникают остаточные
напряжения, часто вредно влияющие на работоспособность деталей. Остаточные
напряжения в сварных узлах, поковках, отливках возникают из-за температур-
ных градиентов по сечению заготовок вследствие их неравномерного охлажде-
ния. Неравномерное охлаждение и ликвация химического состава металла за-
236
готовок могут являться причиной неодинаковой скорости структурных превра-
щений, что также может приводить к образованию остаточных напряжений.
Механическая обработка деталей из труднообрабатываемых материалов вызы-
вает образование значительных напряжений.
Уменьшение этих напряжений достигается путем отпуска или отжига дета-
лей при повышенных температурах и связано как с понижением предела теку-
чести при увеличении температуры, так и с процессами релаксации напряжений,
развивающимися во времени. Температуры, вызывающие практически полное
снятие напряжений, достаточно высоки; для различных материалов в литературе
приводятся следующие значения, ° С:
Магниевые и алюминиевые сплавы ................. 250—300
Титановые сплавы .............................. 550—600
Углеродистые низко- и среднелегироваипые стали 580—680
Аустенитные стали и сплавы на никелевой основе 850—1050
Ниобиевые сплавы............................... 1100—1200
Однако нагрев при указанных температурах для релаксации технологиче-
ских напряжений не всегда может быть рекомендован. Например, отжиг сплавов
А1—Si—Mg и Al—Si при температурах 250—300° С, приводя к значительному
снижению остаточных макронапряжений, вызывает резкое повышение уровня
микронапряженпй (в связи с появлением в структуре новых фаз, резко отличаю-
щихся по коэффициентам линейного расширения) и полное разупрочнение сплава
[50].
Для релаксации технологических и эксплуатационных напряжений в пре-
цизионном приборостроении и машиностроении часто используется так называе-
мая термоциклпческая обработка (ТЦО), в результате которой образуется более
стабильная дислокационная структура деформированного металла и повышается
его предел упругости.
Приводим рекомендуемые режимы ТЦО для некоторых промышленных спла-
вов |50]:
1) магниевый сплав МЛ5 (литой): охлаждение до —60° С, нагрев до +150° С
(2 цикла);
2) алюминиевокремнистый сплав АЛ2 (литой): охлаждение до —70° С,
нагрев до 150° С (3 цикла);
3) алюминиевый сплав Д16Т (деформированный): охлаждение до —70° С,
нагрев до 150° С (3 цикла);
4) титановый сплав ВТ1-0: охлаждение до —196° С, нагрев до 500° С (5 цик-
лов);
5) сплав Ni—W—Fe: охлаждение до —196° С, нагрев до 350° С (3 цикла);
6) бериллий металлокерамический: охлаждение до —196° С, нагрев до 400° С
(3 цикла).
Выдержки при нижней температуре ТЦО обычно варьируются в пределах
от 10 до 30 мин ,при верхней — от 1 до 4 ч. При этом скорость смены температур
не имеет существенного значения. Как при быстрой смене температур, так и при
медленном охлаждении и нагреве получается одинаковый эффект от ТЦО. Это
существенно упрощает практическое применение ТЦО. Отсюда также можно
сделать вывод, что термоупругие микронапряжения в металле, возникающие от
температурного градиента, не играют существенной роли в получаемых резуль-
татах.
В труде М. Л. Хенкина и И. X. Локшина [50] приводятся убедительные
данные, говорящие о целесообразности применения термоциклической стабили-
зирующей обработки для самых разнообразных металлических материалов. Тем
не менее в ряде случаев для снятия технологических напряжений практически
можно ограничиться обычным отпуском.
Эффективность снижения напряжений в результате релаксации при отпуске
может быть проиллюстрирована несколькими примерами.
Пример 1. Измерение напряжений методом полосок в сварных соединениях
из стали 20ХМЛ после их сварки при подогреве до 350° С с прочеканкой и без
237
прочеканки показали, что максимальные напряжения, образующиеся в зоне
наплавленного металла, достигают 8 кгс/мм2 (рис. 145, а и б).
Вследствие релаксации напряжений во время отпуска при 680° С напряже-
ния резко уменьшаются — до 1,5 кгс/мм2 (рис. 145, в).
В сварных же соединениях, изготовленных из разнородных материалов
с разными коэффициентами линейного расширения, релаксация напряжений
практически не меняет уровня остаточных напряжений: происходит лишь не-
которое их перераспределение, характер которого зависит от конфигурации свар-
ного соединения. Когда сварные соединения из разнородных материалов рабо-
тают при повышенных температурах, уровень остаточных напряжений при ра-
бочих температурах оказывается значительно ниже уровня напряжений при ком-
ГТТ1 IW/K/irm
Рис. 145. Эпюры напряже-
ний в сварных соединениях
(данные С. И. Германа):
а — сварка с подогревом
без прочеканки; б — сварка
с подогревом и прочеканкой;
в — сварка и отпуск 680° С
натной температуре.
Пример 2. В процессе механической обра-
ботки фрезерованием, шлифованием, обкаткой
роликом, а также виброгалтовки лопаток, кото-
рым обычно предшествует электрохимическая
обработка, исключающая образование поверх-
ностного наклепа и остаточных макронапряже-
ний, в поверхностном слое образуются остаточ-
ные напряжения. Для изучения кинетики их
релаксации в различных сплавах [ХН70ВМТЮ
(ЭИ617), ХН70ВМТЮФ (ЭИ826), ХН55ВМТКЮ
(ЭИ929), ЭИ961, ВТ9] во время отпуска прово-
дились специальные исследования [145]. Оста-
точные напряжения определяли на приборе
ПИОН-2 при непрерывном стравливании по-
верхностных слоев металла с испытываемых
образцов. Чтобы предотвратить окисление, жа-
ропрочные сплавы отпускали в вакууме
10~4 мм рт. ст., а сплавы титана — в вакууме
10*6 мм рт. ст.
В качестве иллюстрации на рис. 146 приве-
дены кривые релаксации в образцах из сплавов
ХН70ВМТЮ (ЭИ617), ВТ9 и стали ЭИ961. Уста-
новлено, что за 2 ч макропапряжепия в сплавах
на никелевой основе ХН70ВМТЮ (Э11617),
ХН70ВМТЮФ (ЭИ826), ХН55ВМТКЮ (ЭИ929)
практически полностью снимаются при 950—
975° С, в титановом сплаве ВТ9 и стали ЭИ961 —
при 700° С. Для определения характера влия-
ния наклепа, температуры и продолжительности нагрева на релаксацию мак-
ронапряжений применен метод многофакторного регрессионного анализа дан-
ных экспериментальных исследований [145].
Зависимости остаточных напряжений от температуры t и времени т описы-
ваются уравнениями вида
от, t = At at ₽.
Например, для гидрогалтованных образцов из сплава ВТ9 зависимость релак-
сации напряжений от температуры в пределах 400—700° С и от продолжитель-
ности нагревов имеет вид
от, t = 1,187-1О8/~2’367т-0'174,
а для виброгалтованных образцов из стали ЭИ961
<Tt. t = 1,059- Ю17/-5-755?-0’316.
Пример 3. При остывании в литейной форме чугунных отливок в них об-
разуются остаточные напряжения. Релаксация этих напряжений при длитель-
ном вылеживании является причиной коробления таких чугунных деталей, как
238
станины станков. Проведенными исследованиями [146] установлено, что после
года вылеживания (при комнатной температуре) процессы релаксации резко за-
медляются и отливки базовых деталей станков и приборов прекращают коро-
биться. Наиболее полное снятие остаточных напряжений в чугунных отливках
происходит в результате отжига, температура которого выбирается из тех сообра-
жений, чтобы процессы релаксации не сопровождались распадом перлита.
изотермических нагревов и температуры
Температура, °C
Рис. Материал Тип обработки Номер кривой Температура нагрева, °C
а б в г ХН70МВТЮ (ЭИ617) В T9 ЭИ961 ЭИ961 Шлифование Г идрогалтовка Виброгалтовка / 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 700 800 875 400 500 550 400 500 600 650 400—800
Оптимальным режимом отжига чугунных отливок является выдержка при
200—300е С в течение 5 ч. За это время напряжения релаксируют до такого уровня,
который при комнатной температуре практически не изменяется, что обеспечи-
вает отсутствие коробления даже за длительные сроки эксплуатации деталей.
Пример 4. После закалки цементированных деталей на поверхности обра-
зуются сжимающие напряжения, связанные с разными удельными объемами за-
каленной стали с различным содержанием углерода. Уменьшение величины этих
напряжений может быть достигнуто за счет релаксации в процессе отпуска.
Так, напряжения на поверхности образцов из стали 40Х при отпуске 300° С
уменьшились с 128 до 70 кгс/мм2.
239
Пример 5. С технологическим процессом литья связано наличие в отливках
пористости и неметаллических включений. Изучено [50] влияние этих дефектов
на протекание процесса релаксации напряжений. Полученные для стали 35Л
результаты суммированы на рис. 147 (в этих испытаниях <т0 = 0,8 <70>005).
При относительно небольшом среднем диаметре пор (Ппор на 20 мкм) пори-
стость практически не влияет на релаксационную стойкость литой стали при 20° С
(рис. 147, а). При 150° С отрицательное влияние пор проявляется начиная с удель-
ной поверхности 2 Snop 5 мм2/мм3 (0,2%). При температуре же 350° С релак-
сационная стойкость стали понижается при наличии любой минимальной пори-
стости. Аналогичное влияние оказывает присутствие в отливках неметалличе-
ских включений (рис. 147, б).
Необходимо оговорить, что при одной и той же удельной поверхности пор
и одинаковом объемном проценте пор релаксационная стойкость отливок из
стали 35Л может быть различной. Дело в том, что крупные поры (а также неме-
Д7
10
Рис. 147. Зависимость релаксационной стойкости стали 35Л от удельной поверхности
и объема у, пор (а) и неметаллических включений у, „ и у У_„„ (б). Ус-
ПОР 4-i ПОр • ZU L1KJ1 Z_l BKJI
ловия релаксационных испытаний:
1 — 20° С, 3500 ч; 2 — 150° С, 2700 ч; 3 — 350° С, 100 ч; 4 — 20° С, 700 ч; 5 — 150° С,
100 ч; 6 — 150° С, 100 ч; 7 — 350° С, 100 ч; /—3, 5,7 — нормализация + высокий отпуск,
4, 6 — ступенчатый отжиг -р улучшение
таллические включения), являясь концентраторами напряжений, вызывают не-
однородное и неодновременное прохождение пластической деформации и пони-
жают сопротивление макро- и микрорелаксации. Таким образом, релаксацион-
ная стойкость стали уже при комнатной температуре может быть пониженной
при незначительной удельной поверхности пор (и неметаллических включений).
2. РЕЛАКСАЦИЯ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ НАПРЯЖЕНИЙ
При работе различного оборудования, особенно энергетического, в некото-
рых деталях возникают высокие термические напряжения, релаксирующие
с течением времени. К таким деталям относятся, например, лопатки и диски тур-
бин, термические напряжения в которых при наличии принудительного охлаж-
дения могут быть достаточно велики. При их релаксации существенно изменяется
напряженное состояние дисков и лопаток. Для оценки степени релаксации тер-
мических напряжений в лопатках и дисках предложены расчетные методы, осно-
ванные на использовании тех или иных технических теорий ползучести [46;
147—149].
В качестве примера рассмотрим методику расчета релаксации термоцикли-
ческих напряжений в кромках лопаток [149]. Расчет проводится с использова-
нием теории упрочнения, распространенной на условия переменной температуры
и знакопеременных напряжений. Последнее достигается введением допущения
о том, что при изменении знака напряжений как бы забывается предыстория
деформирования:
еп=/(|еп — а\, | а |) sign а.
240
Напряжения вычисляются как сумма температурных напряжений и постоян-
ной по сечению составляющей нормальной силы. Для вычисления температур-
ных напряжений исходят из системы уравнений равновесия, зависимости для
полной деформации и зависимости, отвечающей гипотезе плоских сечений. Ре-
зультаты расчета релаксации напряжений на кромке лопатки, работающей в цик-
лических условиях, приведены на рис. 148. Температура кромки меняется со-
гласно пунктирной кривой. Из рисунка видно, что вследствие релаксации резко
снижаются максимальные сжимающие напряжения, возникающие при макси-
мальной температуре цикла.
Существенное влияние на работоспособность лопаток с полочным бандажи-
рованием играет также релаксация сжимающих контактных напряжений между
бандажными полками. При высоких температурах эти напряжения, возникающие
из-за натяга при сборке ротора и натяга от реактивного момента, релаксируют,
в результате чего происходит истирание по контактным поверхностям и повы-
шается вибронапряженность лопаток.
ПРИЛОЖЕНИЕ 1
ПРОГРАММА ДЛЯ РАСЧЕТА КРИВЫХ РЕЛАКСАЦИИ
ПО ТЕОРИИ УПРОЧНЕНИЯ СО СТРУКТУРНЫМ ПАРАМЕТРОМ
Настоящая программа составлена для расчетного определения кривых ре-
лаксации напряжений при постоянных температурах на основе характеристик
ползучести материалов, найденных в опытах при постоянных напряжениях.
Программа расчета основана на использовании характеристик ползучести
материалов, полученных в опытах при постоянных напряжениях и температурах
и аппроксимированных выражением:
еГ1 = Аак [ 1 — ех р (— Cat) ] 5 + Ва^т, (1)
где еГ1—деформация ползучести; а — напряжение; т—время; А, В, С, k, I,
пс — константы материала, причем А, В, k и пс меняют свои значения для
> <тпр и о < сгГ1р (где сгГ1р = const); S — функция структурного параметра, в ка-
честве которого принята максимальная предварительная мгновенная пластиче-
ская деформация е°л.
Используется следующее выражение для S, основанное на результатах ис-
пытания на кратковременную ползучесть при постоянных напряжениях и пере-
менных значениях предварительной пластической деформации:
S = l+MK|-enjl)'7, (2)
где h и q — константы, зависящие от знака е^л; епл = f (сг) — пластическая де-
формация, соответствующая напряжению а по диаграмме мгновенного растяже-
ния.
Приняв аппроксимацию кривых растяжения в виде
где г, ро — константы; Е — модуль упругости; сгу — предел упругости, получим
Константы А, В, С, k, I, пс—рассчитывают следующим образом:
1. Определяют значения а, Ь, с согласно схеме, представленной на рис. А,
где
, 1 . а
o = tga, с ------In—------.
2. В двойных логарифмических координатах строят зависимости значе-
ний а, Ь, с от напряжения (рис. Б). По наклону и положению кривых находят
значения констант для а < сгпр из
.„о, /г,. — п. . b. т,.
а ~ Аа = 10 хо г, b = Ва с = 10 а
c = Cal = 10c*oz;
для о > СГПр из
а = 10°2сг*2; b = 10Й2ат2;
с = 10c*oz,
а также значение напряжения опр, при котором прямые с разным наклоном пере-
секаются.
242
Константы h и q вычисляют по кривым ползучести, полученным при о ==
= const и разных значениях пластической деформации е°л, аппроксимированных
зависимостью
еп = егю [1 + h (епл)9],
(5)
где епо — деформация ползучести при епл = 0.
Упомянутые выше константы материала являются функцией температуры
(значения их определены при тех температурах, при которых проводились опыты).
чина мгновенной предварительной пластической деформации. Расчет основан
на интегрировании дифференциального уравнения релаксации напряжений
в образце постоянной длины:
do/dr = — £еп (о, еп, е°л)
(7)
при начальных условиях т = 0, о = о0, где еп — скорость ползучести, опреде-
ляемая из (4) и (6), а время найдено из уравнения (1).
Программа составлена на языке АЛГОЛ-GO для ЭЦВМ БЭСМ-2 и БЭСМ-ЗМ
и основана на численном интегрировании уравнения (7) при использовании выра-
жений (1), (6) и (4) методом Рунге—Кутта. Программа позволяет рассчитывать
значения остаточного напряжения при нескольких значениях времени общей
длительностью 1 ч для однократного и многократных подтягов при нескольких
значениях начального напряжения. Для этого вводится следующий числовой
материал:
243
Порядок ввода Параметр Обозначение
1 Шаг интегрирования МР
2 Число значений начального напряжения мм
Значение показателя степени:
3 А = 10°‘ для <т < <7пр А1
4 А — 10Qs для опр А2
5 В = 106‘ для о < апр В1
6 В = 10ь“ для апр В2
7 С = 10е* С1
Значение:
8 h Н1
9 Г R1
10 Предела упругости <ту и
11 Модуля упругости Е Е1
12 1 L
13 р0 в выражении (4) Р
14 q в выражении (4) Q
15 k при О ^пр К1
16 k при а ~й <тпр К2
17 пс при о < <гпр Ml
18 пс при <тПр М2
19 Первое значение начального напряжения <т0 SI1
20 Разница между значениями начального напряжения DS1
21 Значение опр SIGMA2
22 Число подтягов М5 *
* М5 ие печатается. При проведении расчетов печатается введенный числовой
материал всех остальных значений, а также начальное напряжение, шесть значений
времени в долях часа и соответствующие им шесть значений остаточного напряжения.
Число вариантов определяется произведением (ММ)Х(М5 + 1).
Ниже приведен текст программы:
BEGIN INTEGER MP, NN, J, J J, M5, КЗ;
REAL Yl, Y2, SIGMA, Al, A2, Bl, B2, Cl, Hl, Rl, U, El, L, P, Q,
KI, K2, Ml, М2, Sil, DS1, SIGMA2;
READ (MP, MM, Al, A2, Bl, B2, CI, Hl, RI, U, El, L, P, Q, KI, K2,
Ml, М2, Sil, DS1, SIGMA2, M5);
BEGIN
ARRAY SIGMA5 [1 : MM], T, X [0 : 2XMP — 1], TI, XI (0 : 5), EE, [0 :
: 2 X MP — 1];
PRINT (MP, MM, Al, A2, Bl, B2, Cl, Hl, Rl, U, El, L, P, N, KI,
K2, Ml, М2, Sil, DS1, SIGMA2);
BEGIN REAL PROCEDURE Fl (AA, BB, X); VALUE AA, BB, X;
REAL AA, BB, X;
BEGIN REAL A; Fl : = IF X < 1 ± 2.302585093 X AA + BB X LN
Л (ABS (X)) > 39
THEN О ELSE EXP (2.302585093 X AA + BB X LN (ABS (X))) END Fl;
REAL PROCEDURE F2 (DD, CC); VALUE DD, CC; REAL DD, CC; BEGIN
REAL A; IF DD = О ± CC = О THEN BEGIN F2 : = 0; GO TO MET END;
A : = LN (DD) + LN (CC); F2 : = IF A < —39 THEN О ELSE DD X CC;
MET : END F2;
244
PROCEDURE F3 (X, А, В, К, M); VALUE X; REAL X, А, В, К, M;
BEGIN IFX < Sil THEN BEGIN A : = Al; В : = Bl; К : = K1;M : = Ml
END ELSE BEGIN A : = A2; В : = B2; К : = K2; M : = М2 END ENDF3;
PROCEDURE F (XI, X2, X3, Yl, Y2); VALUE XI, X2, X3; REAL XI,
X2, X3, Yl, Y2; BEGIN REAL Z, Zl, Z2, Z3, Z4, FI1, FI2, PSI, А, В, K,
M; INTEGER TT1, TT2, TT3; REAL H, S; S : = IF SIGMA < U + Xl/U < 0.2
THEN 1 ELSE 1 + Hl X (Rl X ((SIGMA/U) t P —(Xl/U) f P)) t Q;
IF ABS (XI) < 1 THEN GO TO MET 2; PSI : = X3; F3 (XI, А, В, К, M);
TT1 : = TT2 : = TT3 : = 1;MET1 : Z : = Fl (Cl, L, X1);Z : = IFABS(X2)<
< 10-!2 THEN F2 (Z, O)
ELSE F2 (Z, PSI); Z3': = Z;'Z': = IF Z > 39jTHE NTT; ELSE EXP (—Z);
Zl : = Fl (В, M, XI); Z4 : = F2 (Zl, PSI);’ Z2 : = IF *ABS (1 — Z) > 10'5
THEN (1 — Z) ELSE (Z3 — Z3 J 2/2); Z3 : = Fl (А, К, XI); Z2 : = F2 (Z3,
Z2) X S; F12 : = Z2 + Z4; Z3 : = Fl (A+Cl, К I L, XI); Z2 : = F2 (Z.3,
Z) X S; FI1 : = Z2 + Zl; IF ABS (X2) < 10-12 THEN GO TO MET 3; IF FI1 <
< IO-17
THEN GO TO MET 2; IF ABS (F12 — X2) < ABS (X2)X PSI THEN GO TO
MET2; IF TT3= 1 THEN BEGIN H : = ABS ((X2 — F12)/FI1); TT3 : = 0
END;
IF TT1 = 0 X TT2 = 0 THEN H : = H/2; IF X2 > F12 THEN BEGIN IF
PSI < 100 THEN PSI : = PSI + H ELSE BEGIN Y2 : = Zl; Yl : = 100;
GO TO MET 3 END; TT1 : = 0 END ELSE BEGIN IF PSI is H THEN PSI : =
= PSI — H ELSE PSI : = PSI/2; TT2 : = 0 END; GO TO MET 1; MET 2 : IF
ABS (XI) < 1 THEN BEGIN Y2 : = 0; Yl : = 0 END ELSE BEGIN Y2 : = FI1;
Yl : = PSI END; MET3 : IF ABS (X2) < 10'12 THEN BEGIN Y2 : = FI1;
Yl : = 0 END END; BEGIN REAL PK1, PK2, РКЗ, PK4, H;
INTEGER I; FOR JJ : = 1 STEP 1 UNTIL MM DO SIGMA5 [JJ] : = SI1 +
+ (JJ — I) X DS1; JJ : = 1; SIGMA : = SIGMA5 [JJ[; DL1 : КЗ : = 0; EE
[0] : = 0; DL : T [0] : = 0.0001; X[0] : = SIGMA; H : = l/MP f 2; FOR
J . = 0 STEP 1
UNTIL MP — 1 DO BEGIN F (X [J], EE [J], T [J], Yl, Y2); PK1 : = El X
XY2XH; EE [J] : = EE [J] + РК1/(2 X El); F (X [J]—PK1/2, EE [J],
T [J] + H/2, Yl, Y2); PK2 : = El X Y2X H; EE [J] : = EE [J] — РК1/(2 X
X El) + PK2/(2 X El); F (X [J] — PK2/2, EE [J], T [J] + H/2, Yl, Y2);
PK3 : = El X Y2 X H; EE [J] : = EE [J] — PR2/(2 X El) + РКЗ/El; F
(X [J] — РКЗ, EE [J], T [J] + H, Yl, Y2); PK4 : = El X Y2 X H; I : = J +
+ 1; EE [I] : = EE [J] + (PK1 + PK2 X 2 + РКЗ X 2 + PK4)/(6 X El);
X [I] : = X [J] — El X (EE [I] — EE [J]); T (I) : = T [J] + H END; H : =
= l/MP; FOR J : = MP STEP 1 UNTIL 2 X MP — 2 DO BEGIN F (X [J],
EE [J], T [J], Yl, Y2); PK1 : = El X Y2 X H; EE [J] : = EE [J] + РК1/(2 X
X El); F (X [J] — PK1/2, EE [J], T [J] + H/2, Yl, Y2); PK2 : = El X Y2 X
X H; EE [J] : = EE [J] — РК1/(2 X El) + PK2/(2 X El); F (X [J] — PK2/2,
EE [J], T |J1 + H/2, Yl, Y2); PK3 : = El X Y2 X H; EE [J] : = EE [J] —
— PK2/(2 X El) + РКЗ/El; F (X [J] — РКЗ, EE [J], T [JJ + H, Yl, Y2);
PK4 : = El X Y2 X H; I : = J J- 1; EE [I] : = EE |J| + (PK1 + PK2 X2 +
-F РКЗ X 2 + PK4)/(6 X El); X [I] : = X [J] — El X (EE (I) — EE [J]);
T [I] : = T [J| + HEND;T1 [0] : = 0.0001; XI [0| : = X [01; TI |1| : =T [60|;
XI [ 1] : = X [CO]; TI [2] : = T [64]; Xl ]2] : = X [641; TI [3] : = T [74];
XI [3] ; = X [74]; TI [4| : = T [89]; XI [4| : = X [89]; TI 15] : = T [I19|;
XI [5] : = X [II9|; PRINT (SIGMA, TI, Xl); IF КЗ < M5 THEN BEGIN КЗ : =
= КЗ + 1; GO TO DL
END; IF JJ < MM THEN BEGIN JJ : = JJ + 1; SIGMA : = SIGMA5 [JJ];
GO TO DL1 END END END END END
ПРИЛОЖЕНИЕ 2
ПЕРЕЧЕНЬ МАРОК СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ,
ХАРАКТЕРИСТИКИ СВОЙСТВ КОТОРЫХ ПРИВЕДЕНЫ
В ТАБЛИЦАХ И РИСУНКАХ
Марка стали (сплава) Номер таблиц Номер рисунков
Низко- и среднелегированные стали
80С, 20ГС 20 10
12МХ, 15ХМ 19
20ХГ2Ц 20 10
35ХГС —- 10
15Г2СМФ i — 42
23Х2Г2Т — 10
30Х2ГМТ — 42
20ХМФБР (ЭП44) 27
20Х1М1Ф1Т (ЭП188) 57 —
20Х1М1Ф1ТР (ЭП182) 8; 27 21
25Х1МФ (ЭИ10) 27 —
25Х1М1Ф (Р2М) 1 —
25Х2М1Ф (ЭИ723) 1; 9; 12; 21; 25; 27 9; 10; 46
20ХЗМВФ (ЭИ415) 2; 5; 12; 15; 21; 22; 23 —.
20ХЗФ1ВМТ (ЭП189) 57 .—.
15ХЗМВФБ 28 89
15ХЗНЗМФБ 28 89
15ХЗКЗМФБ 28 .—.
15Х5МВФБ 28 89
50ХН1М 35 —
40ХСН2МВФ 35 94
30Х4СФ 35 —
Высокохромистые мартенситные стали
12X13, 20X13
30X13, 40X13
15Х10ВМБФ
15Х11МФ
18X11МФБ
15Х13ВМФ
13Х11НВМФ (ЭИ961)
15Х12ВНМФ (ЭИ802)
20Х12ВНМФ (ЭП428)
15Х12В2МФ (ЭИ756)
15Х12В4МФ (ЭИ757)
18Х12ВМБФР (ЭИ993)
29; 30; 32
29; 30
31
32
32
2; 5; 15; 25; 32; 57
32
32
32
6; 32; 48; 57
10
114
3; 146
9; 45; 46
115
Аустенитные стали и сплавы
12Х18Н9Т
12Х18Н10Т
15Х14Н14В2М (ЭИ257)
45Х14Н14В2М (ЭИ69)
36; 51; 54; 55
18
7
36
15; 21; 129; 136
10; 68
246
Продолжение прилож. 2
Марка стали (сплава) Номер таблиц Номер рисунков
31Х19Н9МВБТ (ЭИ572) 1; 5; 36; 57
09Х14Н18В2БР (ЭИ695р) 51; 61
09Х14Н19В2БР1 (ЭИ726) 36 —
08Х15Н18ВЗТ (ЭП507) 37 —
08Х15Н24В4Т (ЭП164) 1; 11; 37; 52 52; 138
20Х23Н18 (ЭИ417) 13 45; 46
36Х18Н25С2 (ЭЯЗС) 36 50
15Х20Н25ВМЗБ (ЭП148) 51; 61 —
30Х15Г16Ф (ЭИ729А) 38 —
30Х14Г20Ф (ЭИ729) 38 —
20Х13Н4Г9 (ЭИ 100) 38 —
37Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481) 22; 38 10; 56; 72
AISI — 304 — 64; 65; 81
ХН35ВТ (ЭИ612) 2; 23; 37 23
ХН35ВКТ (ЭИ612К) 37 —-
ХН35ВМТ (ЭИ692) 7; 12; 22; 37 34; 38; 56
ХН35В5Т (ЭИ725) 7 20
Х18К6М5Т (ЭП631) 34 —
Н35ХМВА — 125
Жаропрочные никель хромовые сплавы
Х20Н60
Х20Н80
ХН77ТЮ (ЭИ437А)
ХН80ТБЮ (ЭИ607А)
ХН73МБТЮ (ЭИ698)
ХН70ВМТЮ (ЭИ617)
ХН70ВМЮТ (ЭИ765)
ХН65ВМТЮ (ЭИ893)
ХН70ВМТЮФ (ЭИ826)
ХН75ВМЮ (ЭИ827)
ХН67МВТЮ (ЭП202)
ХН70МВТЮБ (ЭИ598)
ХН62МВКЮ (ЭИ867)
ХН55ВМТКЮ (ЭИ929)
Инкалой — 800
Инконель
Нимоник-90
И
39
7; 11; 12; 39; 53; 58; 59
13; 15; 21; 22
22
1; 40; 41
2; 13; 15; 17; 22; 25;
39; 40; 57
7; 11; 39; 40; 58; 59; 60
2; 15; 17
2; 15
39; 40; 58; 59
1; 40; 41; 42
41; 42
38
32; 100; 123; 124; 125
45; 46
46
101; 134; 146
7; 9; 10; 12; 29; 41; 45;
46; 47; 48; 59; 60; 62;
66; 75; 101
20; 36; 39; 101; 141; 142
12; 41; 43; 45; 66; 67
6; 12; 29; 41; 43; 55
132
134
101; 133
102
82
15
124
Сплавы цветных металлов
AM, АЦМ, В95 — 103
АЛ8, АЛ9 — 105
АЛЮ, АЛ24, АЛ32 —. 105
МЛ5, МЛ6 — 105
МЛ10, МЛ12 ‘— 105
АТЗ 44 106
ВТ1-0, ВТ1-1 43 —
ВТЗ-1, ВТ8 44 —
247
Марка стали (сплапа)
ВТ9
ВТ5, ВТ6, ВТ8
В15, ВТ18, ВТ22
ВТ5Л, ТС5Л
Л62, ЛС59
МНЦ15-20
БрБ2, БрБ2,5
Бр.БНТ
Бр.ОЦС5-5-5
Бр.ОФ7, Бр.ОФ6,5-1,5
Бр.КМцЗ-1
Бр.АМц9-2, Бр.АМц9-2Л
Бр.АЖ9-4, Бр.АЖ9-4Л
ЦМ2А
Продолжение прилож. 2
Номер таблиц Номер рисунков
43 43 43 46 46 46 46 45 46 46 45 45 47 146 109 108 108 109 109 109 109 111
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Свойства сталей и сплавов, применяемых в котлотурбостроснии. Вып. 16.
Ч. 1—3. Л., ОНТИ ЦКТИ, 1966. 464 с.
2. Борздыка А. М., Гецов Л. Б. Релаксация напряжений в металлах и сплавах.
М., «Металлургия», 1972. 304 с. с ил.
3. Доценко В. И. —«Проблемы прочности», 1974, № 11, с. 91—95.
4. Фридель Ж- Дислокации. М., «Мир», 1967. 643 с. с ил.
5- Криштал И. А., Пигузов Ю. В-, Головин С. А. Внутреннее трение в метал-
лах и сплавах. М., «Металлургия», 1964. 245 с. с ил.
6. Релаксационные явления в металлах и сплавах (Тр. III Всесоюзной конфе-
ренции). М., Металлургиздат, 1963. 340 с. с ил.
7. Механические свойства материалов при повышенных температурах. Пер.
с англ. М., «Металлургия», 1965. 294 с. с ил.
8. Кузнецов Р. И., Павлов В. А. — ФММ, 1968, т. 25, вып. 5, с. 934—941.
9. Кузнецов Р. И., Павлов В. А., Шматов В. Т. — ФММ, 1966, т. 21, вып. 2,
с. 265—271.
10. Розенберг В. М. Основы жаропрочности металлических материалов. М-,
«Металлургия», 1973. 325 с. с ил.
11. Фелтам П. Деформация и прочность материалов. Пер. с англ. М., «Метал-
лургия», 1968. 120 с. с ил.
12. Ракова Н. К-, Предводителев А. А. — ФТТ, 1965, т. 7, Ns 4, с. 1081—1085.
13. Новичков П. В., Федоров Ю. А. —«Изв. АН СССР. Металлы», 1973, № 3,
с. 168—174.
14. Релаксационные явления в твердых телах (Тр. IV Всесоюзной конференции.
Воронежский политехнический институт). М., «Металлургия», 1968. 694 с.
с ил.
15. Мухин В. С., Саватеев В. Г. — «Проблемы прочности», 1973, Ns 5, с. 88—91.
16. Гинцбург Я- С. Ограниченная ползучесть деталей машин. Л., «Машинострое-
ние», 1968. 183 с. с ил.
17. Работное Ю. Н. Ползучесть элементов конструкций. М., «Наука», 1966.
752 с. с ил.
18. Качанов Л- М. Теория ползучести. М., Физматгиз, 1960. 455 с. с ил.
19. Гецов Л. Б- Материалы и прочность деталей газовых турбин. Л., «Машино-
строение», 1973. 296 с. с ил.
20. Берковиц А. А. — «Теоретические основы инженерных расчетов», 1974,
№ 2, с. 24—29.
21. Чижик А. А. — В кн.: Свойства и применение жаропрочных сплавов. М.,
«Наука», 1966, с. 69—76.
22. Хейн Е. А. —«Инженерный журнал», 1966, № 2, с. 103—105.
23. Малинин Н. Н. Прикладная теория пластичности и ползучести М., «Машино-
строение», 1975. 399 с. с ил.
24. Лепин Г. Ф. Ползучесть металлов и критерии жаропрочности. М., «Метал-
лургия», 1976. 343 с. с ил.
25. Гецов Л. Б- — «Изв. вуз. Машиностроение», 1970, № 2, с. 28—32.
26. MariottD. L., Реппу R. К- — «J. Strain Anal.», 1973, v. 8, № 3, р. 270—273.
27. Механизмы релаксационных явлений в твердых телах. Каунас, Каунасский
политехнический институт, 1974. 364 с. с ил.
28. Гецов Л. Б. —«Металловедение и термическая обработка металлов». 1971,
№ 3, с. 68—69.
29. Вопросы металловедения и физики металлов. (Тр. Тульского политехниче-
ского института). Тула, Тульский политехнический институт. Вып. 1, 1972;
вып. 2, 1974.
30. Хоулт, Богардус, Джейкобес. — «Теоретические основы инженерных рас-
четов», 1970, № 3, с. 239—244.
31. Рахман Б. М. Определение характеристик релаксации на моделях болтовых
соединений. Вып. 2. Л., ЛДНТП, 1963. 44 с. с ил.
32. Аладьина Г. Е., Кречко Ю. А. —В кн.: Техника радиационного экспери-
мента. М., Атомиздат, 1974 (Тр. МИФИ. Вып. 2), с. 54—60.
249
33. Винокуров В. А. Отпуск сварных конструкций для Снижения напряжений.
М., «Машиностроение». 1973. 215 с. с ил.
34. Attermo R. — «Wire Journal», 1973, v. 6, № 9, p. 127—130.
35. Покровский A. K-, Филатов В. Г. — «Заводская лаборатория», 1969, № 7,
с. 870—872.
36. Сигел, Этене.— «Теоретические основы инженерных расчетов». 1970, № 3,
с. 215—216.
37. Чижик А. А. — В кн.: Оценка работоспособности конструкционных мате-
риалов для энергетики. Л., ОНТИ ЦКТИ, 1968 (Тр. ЦКТИ. Вып. 84), с. 157—
173.
38. Хейн Е. А. — «Заводская лаборатория», 1966, № 9, с. 1114—1117.
39. Борздыка А. М., Никитина Л. П. — «Заводская лаборатория», 1972, Ns 8,
с. 984—987.
40. Либерман Л. Д., Соколова М. Н. — В кн.: Исследование материалов для
энергетических установок. Л., ОНТИ ЦКТИ, 1966 (Тр. ЦКТИ. Вып. 69),
с. 54—63.
41. Ефименко Г. П., Осасюк В. В., Кучер А. Д. — «Проблемы прочности», 1974,
№ 4, с. 28—32.
42. Чижик А. А. — В кн.: Структура и свойства жаропрочных металлических
материалов. М., «Наука», 1967, с. 287—294.
43. Наместников В. С. — ПМТФ, 1962, № 6, с. 105—108.
44. Термопрочность материалов и конструктивных элементов. Вып. 4. Киев,
«Наукова думка», 1967. 539 с. с ил.
45. Мельников Г. П., Горлов В. Б.— «Проблемы прочности», 1971, № 4, с. 69—73.
46. Кабелевский М. Г. — В кн.: Тепловые напряжения в элементах конструкций.
Вып. 9. Киев, «Наукова думка», 1970, с. 219—230; «Изв. АН СССР. Меха-
ника твердого тела», 1972, № 1, с. 169—179.
47. ГецовЛ. Б., Лопухина Н. С. — «Заводская лаборатория», 1971, Ns 7, с. 846—
847.
48. Борздыка А. М. Методы горячих испытаний металлов. М., «Металлургия»,
1962. 488 с. с ил.
49. Релаксация и ползучесть металлов. М., «Машгиз», 1952 (ЦНИИТмаш. Сб.
Ns 45). 200 с. с ил.
50. Хенкин М. Л., Локшин И. X. Размерная стабильность металлов и сплавов
в точном машиностроении и приборостроении. М., «Машиностроение», 1974.
255 с. с ил.
51. Розенберг В. М. Ползучесть металлов. М., «Металлургия», 1967. 276 с. с ил.
52. Байков Д. И. — В кн.: Металловедение. Кн. 8. Л., «Судостроение», 1964,
с. 155—170.
53. Никитина Л. П. —«Заводская лаборатория», 1963, Ns 11, с. 1344—1352.
54. Гецов Л. Б. — «Изв. АН СССР. Металлы», 1973, Ns 6, с. 157—158.
55. White М. G., Smith J. О. —«Scr. met.», 1974, v. 8, Ns 10, p. 1153—1159.
56. Теория ползучести и длительной прочности металлов. М., Металлургиздат,
1959. 488 с. с ил. Авт.: И. А. Одинг, В. С. Иванова, В. В. Бурдукский,
В. И. Геминов.
57. Вопросы металловедения котлотурбинных материалов. М., Машгиз, 1955
(ЦНИИТмаш. Сб. № 71). 272 с. с ил.
58. Зубов В. Д., Грачев С. В. Структура и свойства стальной пружинной ленты.
М., «Металлургия», 1964. 224 с. с ил.
59. Feltham Р. J. — «Inst, of Metals», 1961, v. 89, Ns 6, p. 210—214; «Metal
Treatment», 1961, v. 28, Ns 189, p. 221—224; «Phil. Mag.», 1961, v. 6, Ns 62,
p. 259—270; Ns 67, p. 847—850; 1963, v. 8, Ns 80, p. 990—998.
60. Потехин Б. А., Богачев И- H. — ФММ, 1964, т. 18, вып. 2, с. 257—262.
61. Шишов Г. К-, Кривков А. Н.—«Заводская лаборатория», 1972, Ns 11,
с. 1380—1382.
62. Platonov R. A., Dubrovin К- Р- —«Radiat Damage Reactor Mater. Proc.»,
V. I. Vienna, 1969 (Simpos. Vienna, 1969), p. 151—156.
63. Баландин Ю. Ф., Кондратьев Ю. А., Курсевич И. П. и др. —В кн.: Судо-
строительные материалы. Сер. 7. Вып. 1 (16). Л., «Судостроение», 1972,
с. 239—243.
250
64. Wolfe R. A., Hyatt B. Z- — «J. nucl. mater.», 1972, v. 45, № 3, p. 181—194.
65. Smith A., Jenkinson F. — «Trans. ASME», 1962, v. 84, № 4, p. 918.
66. Структура и свойства новых жаропрочных материалов. М., Машгиз, 1959
(ЦНИИТмаш. Сб. № 105). 255 с. с ил.
67. Гецов Л. Б. — «Проблемы прочности», 1969, № 5, с. 34—38.
68. Борздыка А. М- — «Проблемы прочности», 1972, № 9, с. 53—55.
69. Борздыка А. М. — «Заводская лаборатория», 1973, № 12, с. 1514—1517.
70. Борздыка А. М.—«Проблемы прочности», 1974, № 1, с. 49—51.
71. Гецов Л. Б. —«Машиноведение», 1973, № 2, с. 56—61.
72. Лепин Г. Ф., Топтунова Л- Н.—«Заводская лаборатория», 1966, № 9,
с. 1110—1111.
73. Кэмпбелл — «Конструирование и технология машиностроения», 1971, № 4,
с. 1—7.
74. Berling J. Т., Conway J. В.—«Mcterials and Fabrication», Delft Nether-
lands, 1969, Sept., p. 1233—1246.
75. Джаске, Миндлин, Поррик. — «Конструирование и технология», 1972,
№ 3, с. 163—169.
76. Leven М. М. — «Experimental mechanics», 1973, Sept., р. 353—372.
77. Дульнев Р. А. — В кн.: Прочность при малом числе циклов нагружения.
М., «Наука», 1969, с. 151—161.
78. Гохфельд Д. А., Ребяков Ю. Н., Иванов И. А. — «Термопрочность материалов
и конструктивных элементов». Вып. 5. Киев, «Наукова думка», 1969, с. 158—
162.
79. Вопросы прочности в машиностроении. (Тр. Челябинского политехнического
института. Вып. 151). Челябинск, Челябинский политехнический институт,
1974. 205 с. с ил.
80. Милосердии Ю. В., Чечко В. Н., Семенов Б. О. — В кн.: Материалы Все-
союзного симпозиума по малоцикловой усталости при повышенных темпера-
турах. Вып. 1. Челябинск, Челябинский политехнический институт, 1974,
с. 123—128.
81. Лихачев В. А., Малыгин Г. А. — «Заводская лаборатория», 1966, Ns 1,
с. 70—85.
82. Термопрочность деталей машин. М-, «Машиностроение», 1975. 455 с.
с ил.
83. Кузема Ю. А., Гецов Л. Б. —«Машиноведение», 1968, Ns 5, с. 64—70.
84. Гецов Л- Б., Кузема Ю. А., Таубина М. Г. — В кн.: Оптимизация металлур-
гических процессов. Вып. 4. М., «Металлургия», 1970, с. 439—450.
85. Никитин В. И.—«Заводская лаборатория», 1967, Ns 11, с. 1428—1430.
86. Карский Н. Е., Кулько И. П., Зайцева Г. В. — «Заводская лаборатория»,
1975, Ns 2, с. 220—223.
87. Сервисен С. В., Дульнев Р. А., Бычков Н. А.—«Проблемы прочности»,
1969, Ns 1, с. 12—19.
88. Гецов Л. Б., Малыгин А. Ф. —«Энергомашиностроение», 1969, Ns 4, с. 27—
30; «Теплоэнергетика», 1974, Ns 3, с. 24—27.
89. Jaske С. Е., Mindlin Н., Perrin J. S. — «Fatigue at elevated temperatures».
STP 520, ASTM, 1973, p. 365—376.
90. Качанов Л- M. Основы механики разрушения. M., «Наука», 1974. 311 с.
с ил.
91. Земзин В. Н., Боева А. В., Житников И. П. и др. —В кн.: Исследование
надежности работы материалов для энергетических установок. 1973. Л.,
ОНТИ ЦКТИ (Тр. ЦКТИ. Вып. 116), с. 128—137.
92. Станюкович А. В. Хрупкость и пластичность жаропрочных материалов.
М., «Металлургия», 1967. 199 с. с ил.
93. Гецов Л. Б., Таубина М. Г., Лопухина Н. С. — В кн.: Выбор и исследование
материалов для энергетических установок. Л., ОНТИ ЦКТИ (Тр. ЦКТИ.
Вып. 130), с. 61—71.
94. Гецов Л- Б., Лопухина Н. С., Кононов К- М., Ребяков 10. Н. — В кн.: Ма-
териалы Всесоюзного симпозиума по малоцикловой усталости при повы-
шенных температурах. Вып. 4. Челябинск, Челябинский политехнический
Институт, 1974, с- 56—64.
251
95. Сизова Р. Н., Меликова Н. Н. — В кн.: Материалы Всесоюзного симпозиума
по малоцикловой усталости при повышенных температурах. Вып. 4. Челя-
бинск, Челябинский политехнический институт, 1974, с. 111—124.
96. Гецов Л. Б- —«Проблемы прочности», 1971, № 3, с. 21—24; 1974, Ns 2,
с. 32—37.
97. Рахштадт А. Г. Пружинные стали и сплавы. Изд. 2-е. М., «Металлургия»,
1971. 496 с. с ил.
98. Волкова Т. И. — «Котлотурбостроение», 1950, Ns 5, с. 27—30.
99. Петропавловская 3. Н., Щенкова В. А-, Хабачев В. М.— «Теплоэнергетика»,
1973, № 9, с. 82—84.
100. Борздыка А. М., Цейтлин В. 3. Термическая обработка жаропрочных ста-
лей и сплавов. М., «Машиностроение», 1964. 248 с. с ил.
101. Борздыка А. М., Мерлина А. В. —«Сталь», 1959, Ns 2, с. 160—165.
102. Hinton R. IV'.—«Trans. ASM», 1968, v. 61, p. 176—183.
103. Борздыка A. M. — «Журнал неорганической химии», 1962, т. 7, вып. 3,
с. 653—657.
104. Физико-химические исследования жаропрочных сплавов. М., «Наука»,
1968. 176 с. с ил.
105. Теслюк М. 10. Металлические соединения со структурой фаз Лавеса. М.,
«Наука», 1969. 136 с. с ил.
106. Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. Изд. 2-е. М., «Металлургия»,
1969. 750 с. с ил.
107. Бочаров А. Н., Борздыка А- М. — «Изв. АН СССР. Металлы», 1970, № 6,
с. 185—189.
108. Борздыка А. М., Эстулин Г. В. — В кн.: Исследования жаропрочных сталей
и сплавов. М., «Наука», 1964, с. 185—194.
109. Борздыка А. М., Свешникова Г. А. — «Изв. АН СССР. Металлы», 1966,
№ 6, с. 137—141.
ПО. Хаталах Р. Ф., Борздыка А. М. —«Металловедение и термическая обра-
ботка металлов», 1969, Ns 3, с. 34—37.
111. Борздыка А. М., Постнов В. М.—«Специальные стали и сплавы» (Тр.
МЧМ. Ns 1). М., «Металлургия», 1972, с. 69—72.
112. Relaxation properties of steel a. supper—strength alloys at elevated tempe-
ratures. Techn. Publication No 187 ASTM. Philadelpia, 1956, 97 p.
113. Борздыка A. M.—«Проблемы прочности», 1971, Ns 12, c. 72—74.
114. Брагин Д. Д., Васильев К. П. —«Тр. Казанского авиационного ин-та».
Вып. 101. 1968, с. 27—35; вып. 141. 1972, с. 55—60.
115. Gibbs G. В., Hodgson В. I. —«J. of nuclear materials», 1965, v. 15, № 2,
p. 95.
116. Никитина Л. П. — В кн.: Котлотурбостроение (Тр. ЦКТИ). Вып. 53.
Л., ОНТИ ЦКТИ, 1965, с. 212—217.
117. Арковенко Г. И., Греков Н. А., Ляпичева Н. Ф. — «Металловедение и терми-
ческая обработка металлов», 1966, Ns 3, с. 60—52.
118. Металловедение и термообработка в приборостроении. М., Дом научно-
технич. пропаганды, 1968. 231 с.
119. Рахштадт А. Г. —«Металловедение и термическая обработка металлов»,
1975, № 8, с. 38—44.
120. Цветаев А. А., Бовенко В. И., Голованов Ю. Н. — «Физико-химическая ме-
ханика материалов», 1969, № 5, с. 628—630.
121. Гецов Л- Б., Капризов В. А., Симаковский А. И. —«Заводская лаборато-
рия», 1968, Ns 8, с. 990—993.
122. Sargent G. А.—«Acta metallurgica», 1964, v. 12, № 11, р. 1225—1230;
1965, v. 13, № 6, р. 663—671.
123. Бернштейн М. Л. Термомеханическая обработка стали. Т. 1 и 2. М., «Ме-
таллургия», 1968. 1770 с. с ил.
124. Прокошкин Д. А., Васильева Е. В-, Третьяков В. И- —«Изв. АН СССР.
Металлы», 1970, Ns 6, с. 146—150.
125. Потапов Л- П., Ширяев П. П. —ДАН СССР, 1972, т. 206, Ns 5, с. 1093—
1095-
252
126. Rodriguez P-, Dasgupta P., Mannan S. — «Scripta metallurgica», 1973,
v. 7, Ns 6, p. 671—679.
127. Структура и свойства жаропрочных металлических материалов. М., «Наука»,
1973. 350 с. с ил.
128. Петропавловская 3- И., Ильиных С. А. — «Металловедение и термическая
обработка металлов», 1968, Ns 6, с. 42—44.
129. Хенкин М. Л-, Левина Н. К- —«Изв. ЛН СССР. Металлы», 1967, Ns 6,
с. 152—155.
130. Латышев Ю. В., Борздыка А. М., Маркова А. В. —«Металловедение н
термическая обработка металлов», 1968, № 2, с. 34—37.
131. Борздыка А. М., Салахова Л. И. —«Изв. вуз. Черная металлургия», 1967,
№ 10, с. 143—147.
132. ГецовЛ. Б., ТаубинаМ. Г. — В кн.: Металловедение. Т. 10. Л., «Судострое-
ние», 1966, с. 84—90.
133. Злепко А. Ф.—«Теплоэнергетика», 1960, Ns 4, с. 38—42.
134. Борздыка А. М., Салахова Л. И., Астахова Л. М. —«Металловедение и
термическая обработка металлов», 1966, Ns 1, с. 60—63.
135. Садовский В. Д-, Соколков Е. И., Лозинский М. Г. — «Тр. XIV сессии по
жаропрочным сплавам. М., Изд-во АН СССР, 1960, с. 28—45.
136. Алешкин Ф. И., Приданцев М. В. —«Физика и химия обработки материа-
лов», 1969, Ns 1, с. 150—154.
137. Иванова В. С., Фридман 3. Г., Гордиенко Л. К- — «Физико-химическая
механика материалов», 1966, Ns 1, с. 119—126.
138. Лупаков И. С., Столярова А. С. —«Металловедение и термическая обра-
ботка металлов», 1961, № И, с. 34—36.
139. Зубов В. Д., Красильников Л. А. — «Изв. вуз. Черная металлургия», 1963,
Ns 4, с. 109—114.
140. Грачев С. В., Аджиасян Э- Б. —«Изв. вуз. Цветная металлургия», 1971,
№ 6, с. 135—138.
141. Грачев С. А., Зубов В. Д. — «Изв. вуз. Цветная металлургия», 1967, № 2,
с. 121—123; «Изв. АН СССР. Металлы», 1968, № 2, с. 180—183.
142. Одинг И- А., Алешкин Ф. И. —«Металловедение и термическая обработка
металлов», 1967, № 1, с. 5—7.
143. Борздыка А. М.—«Металловедение и термическая обработка металлов»,
1965, Ns 7, с. 39—42.
144. Борздыка А. М., Свешникова Г. А. — «Металловедение и термическая обра-
ботка металлов», 1972, № 10, с. 53—57.
145. Сулима А. М., Евстигнеев М. И. Качество поверхностного слоя и усталост-
ная прочность деталей из жаропрочных и титановых сплавов. М., «Машино-
строение», 1974. 255 с. с ил.
146. Коцюбинский О. Ю. Стабилизация размеров чугунных отливок. М., «Ма-
шиностроение», 1974. 296 с. с ил.
147. Демьянушка И. В., Дульнев Р. А., Бильновская Е. И., Бычков Н. Г. В кн.:
Тепловые напряжения в элементах конструкций. Вып. 10. Киев, «Наукова
думка», 1970, с. 122—125.
148. Сизова Р. Н., Дикман Г. И., Селифонова Л. П., Джамай В. В. — В кн.:
Тепловые напряжения в элементах конструкций. Вып. 9. Киев, «Наукова
думка», 1970, с. 173—182.
149. Гецов Л- Б., Дондошанский В. К- — В кн.: Материалы Всесоюзного симпо-
зиума по малоцикловой усталости при повышенных температурах. Вып. 1.
Челябинск, Челябинский политехнический институт, 1974, с. 29—34.
150. Борздыка А. М., Салахова Л- И. — «Изв. АН СССР. Металлы», 1970, № 3,
с. 152—156; «Заводская лаборатория», 1972, № 11, с. 1378—1390.
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Аккумуляция напряжений 17
Бронзы релаксационностойкие 191
Величина зерна 202
Время релаксации 10, 78, 98
Деформация
начальная 60, 145
— пластическая 8
— ползучести 8
— предварительная 90
— упругая 8
Дисперсионное твердение 205
Длительная прочность 13б
Инвариация напряжений 17
Интенсивность релаксации 45
Кольцевой метод 50
Корреляция (характеристик релакса-
ции) 19, 58, 184
Коэффициенты релаксации 81
Кривые деформирования 38, 137
— ползучести 18, 24
— релаксации 24, 38
— циклической релаксации 111
Макрорелаксация 6
Микрорелаксация 6, 9
Механизмы релаксации напряжений 11
Модуль упругости 10
----релаксированный 10
Нагружение 70
— знакопеременное 117
— повторное 108, 221
Напряжение начальное 84, 87
— оставшееся (конечное) 75, 87
— остаточное 16, 168, 236
— эквивалентное 45, 139
Напряжения термические 236
— технологические 236
— эксплуатационные 240
Облучение нейтронное 105
Образцы кольцевые 52
— цилиндрические 50, 102
— пружинные 54
Отпуск стали 199, 207
— стабилизирующий 207
Падение напряжения 84, 85
Параметры релаксации 106
Параметрические зависимости 76, 107
Ползучесть изотермическая 17
— ограниченная 17
— обратная 32
Последействие обратное 18
— пластическое 17
— упругое 17
Предел релаксации физический 45, 79
----технический (условный) 80
— текучести 89, 90
— упругости 89, 90
Пружины винтовые 54
— плоские 51
254
Разрушение при релаксации 135, 138
Релаксация высокотемпературная 42,
100
— «идеальная» 71
— при изгибе 50
---кручении 52
---растяжении 46
---сжатии 46
— отрицательная 229
— циклическая 108, 117
Релаксационная стойкость 8, 152
Релаксационное разупрочнение 8, 101,
182, 230
Ресурс напряжений 77
Скорость ползучести 18
— релаксации 78
Сплавы жаропрочные, 178, 182
— легкие 185
— никелевые 192
— никельхромовые 178, 182
— титановые 188
— тугоплавкие 194
Сталь аустенитная 172
— мартенситная 163, 170
— крепежная 156, 160, 163
— перлитная 153
Структурный фактор в релаксации 198
Структурные превращения 228
Температура критическая (релакса-
ции) 101
• — рабочая 207, 237
— равнопрочная 203
— разупрочнения 182, 231
Температурная зависимость релакса-
ции 45, 102
Теория пластической наследственно-
сти 30
— постоянной скорости 22
— старения 23
— течения 25
Термическое расширение 201
Термоциклирование 122
«Тренировка» 221
Удельный объем 229
Упрочнение от наклепа 218
— «тренировкой» 223
Установки для испытаний 47
Фазовый состав (сплавов) 233
Характеристики релаксационной стой-
кости 58, 75
Цикл нагрева-охлаждения 133
— нагружения 109, 222
Циклическая релаксация 108, 117
Циклическое разупрочнение 109
— упрочнение 109
Экстраполяция результатов 100
Эпюры напряжений 58, 238
ИБ № 465
Анатолий Матвеевич БОРЗДЫКА
Леонид Борисович ГЕЦОВ
РЕЛАКСАЦИЯ НАПРЯЖЕНИЙ
В МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХ
Редактор издательства С. Л. Зингер
Художественный редактор Г. А. Ж е г и н.
Технический редактор Г. Н. Каляпина
Корректоры В. Б. Леви н, Ю. И. Королева
Переплет художника В. Ф. Громова
Сдано в набор 19/VII 1977 г. Подписано в печать 10/1 1978 г.
Т-02532. Формат бумаги 60х90,/1в. Бумага типографская № 2.
Печ. л. 16,0-|-0,25 вкл. Уч.-изд. л. 18,874-0,21 вкл. Тираж 4200 экз. Заказ 289.
Изд. № 3150 Цена 1 р. 30 к.
Издательство «Металлургия», 119034, Москва, Г-34,
2-й Обыденский пер., д. 14
Ленинградская типография № 6 Союзполиграфпрома
при Государственном комитете Совета Министров СССР
по делам издательств, полиграфии н книжной торговли
193144, Ленинград, С-144, ул. Моисеенко, 10
* я
И ,2 М
а « я
Illlllllllllllil яй.БЗРШЖОГЕЦОЗ llllllllllill