Влияние разрежения на ползучесть сплава Nb-0,6Zr при 1000° С

15.11.2019

Введение


Ниобий и его сплавы загрязняются примесями даже в вакууме, причем примеси влияют на их механические свойства. Для оценки сопротивления ползучести при загрязнении были определены скорости прогиба консольно закрепленных образцов сплава Nb—0,6Zr, нагруженных до создания первоначального напряжения на наружных волокнах 8,8 кг/мм2 в вакууме 10в-7—10в-5 мм рт. ст. при испытании в течение 504 час при 1000° С. Типичная кривая прогиб — время показывает, что скорость прогиба имеет устойчивый линейный характер на начальной стадии испытания, а в дальнейшем постоянно убывает. Как наблюдалось, систематическое повышение давления при испытаниях приводило к прогрессирующему снижению прочности сплава в стадии устойчивой скорости прогиба и к повышению прочности сплава на последующих стадиях испытания. При испытании в вакууме (1,6—6)*10в-5 мм рт. ст. сплав в последующем значительно разупрочнялся. Влияние вакуума можно иллюстрировать и тем, что повышение или уменьшение разрежения ускоряло или замедляло скорость изгиба одного и того же образца. Была установлена корреляционная зависимость поведения образцов при испытаниях на медленный изгиб и величиной загрязнения сплава остаточными газами вакуумной системы. Эта зависимость была подтверждена и проведенным после испытаний химическим анализом, и металлографическими исследованиями. Был сделан вывод о том, что разрежение при испытаниях является важной переменной величиной, влияющей на характеристики ползучести при замедленном изгибе сплава Nb—0,6Zr.

Загрязнение ниобия и его сплавов происходит не только при выдержке в условиях атмосферного давления, но и при выдержке в вакууме. В условиях вакуума такие остаточные газы, как водяной пар, кислород, азот, окись углерода, двуокись углерода и углеводороды, бывают источниками загрязнения. Причиной появления этих газов в вакуумной системе являются просачивание окружающей атмосферы в систему, выделение газов из внутренних поверхностей системы, диффузия через стенки системы и натекание газов из вакуумного насоса.

Исследования механических свойств ниобия и его сплавов проводятся большей частью в вакуумных системах в довольно широком диапазоне разрежения. Хотя и отмечалось, что неременное разрежение не влияет на прочность, но систематических исследований по определению влияния переменного разрежения на механические свойства ниобия и его сплавов не проводилось. Поэтому в задачу настоящих исследований входило изучение влияния вакуума в интервале приблизительно от 10в-7 до 10в-5 мм рт. ст. на прочность сплава Nb—0,6Zr в процессе испытаний на ползучесть при замедленном изгибе консольно закрепленного образца.

Экспериментальная установка и методика испытания


Испытания консольно закрепленных образцов на изгиб использовались для количественной оценки сопротивления ползучести материалов. В настоящих исследованиях использовалась установка, разработанная специально для таких испытаний (фиг. 18.1). Установка почти полностью сделана из керамики. Основной ее частью является трубка из муллита, к которой присоединены наставки из пирекса со стандартными притертыми разъемами. Внутренняя трубка из муллита служит опорой держателя образца и установлена на притертом соединении узла с грузом, расположенном в нижней части системы. Муллитовая трубка для измеряющей термопары подведена на расстояние 6,35 мм от образца через крышку в верхней части системы. Каждый из вакуумных каналов, расположенных в верхней и нижней частях системы, соединен с диффузионным насосом производительностью 25 г/сек, сделанным в основном из стекла, и механическим насосом. Охлаждаемая ловушка, работающая на жидком азоте, расположена между каждым из диффузионных насосов и системой. Давление в системе контролируется ионизационным манометром, установленным в каждом из вакуумных каналов. Переменное разрежение в системе создается путем регулирования мощности питания подогревателей катода насосов.

Для проведения испытаний на изгиб образец (с размерами 3,96х6,35х1 мм) устанавливали в молибденовом держателе с помощью молибденового фиксатора. Нагружение, рассчитанное для достижения начального напряжения на наружных волокнах образца, осуществлялось с помощью стакана со свинцовой дробью. Стакан подвешивался на вольфрамовой проволочке диаметром 1 мм, закрепленной в отверстии в свободном конце образца. В этом же отверстии была закреплена молибденовая проволока диаметром 0,25 мм, направленная к верхней части системы и натянутая с помощью пружины из рояльной проволоки диаметром 0,127 мм. Отклонение образца измеряли с точностью ±0,025 мм катетометром, с помощью которого наблюдали перемещение вниз молибденовой проволоки по отношению к фиксированной точке на защитном чехле термопары. Нагрузку (за исключением вольфрамовой проволоки) можно было снять с образца при нагреве с помощью опоры, перемещение которой осуществляли через сильфоны, расположенные в содержащем груз узле. Длительность нагрева до 1000° С составляла около недели, чтобы не допустить излишнего повышения давления в системе при большой скорости нагрева. Наиболее сильное выделение газов наблюдалось при 200—500° С, когда давление возрастало на короткие промежутки времени до (1—2)*10в-5 мм рт. ст. В интервале 500—1000° С вакуум поддерживался на уровне ниже 10в-5 мм рт. ст. При достижении температуры испытания глубину вакуума в системе регулировали и к образцу прикладывали нагрузку путем перемещения опоры с помощью гайки-барашка. В этот момент регистрировался нулевой прогиб образца. Перед испытанием на изгиб при 1000° С с первоначальным напряжением на наружных волокнах 8,75 кг/мм2 образцы из сплава Nb—0,6Zr подвергали двухчасовому вакуумному отжигу при 1200° С. Длительность испытания составляла, как правило, около 500 час. В целях определения влияния разрежения в системе испытания проводили в трех интервалах: (7—30)*10в-7, (3,2—7,4)*10в-6 и (1,6—6)*10в-5 мм рт. ст. Установив, что прогиб образца зависит от степени загрязнения примесями при испытании, мы решили определить, как обработка перед загрязнением в интервале разрежений 10в-5 мм рт. ст. влияет на прогиб образца в том же интервале разрежений. Кроме того, было исследовано влияние изменения разрежения в течение одного опыта.

После испытания на изгиб большую часть образцов разрезали в продольном направлении для металлографического исследования и анализа примесей. Часть образца, которая соприкасалась с молибденовым держателем, анализу на наличие примесей не подвергалась. Для облегчения разделения различных фаз, имеющихся в структуре образцов, использовался метод окрашивания. Этот метод заключался в том, что полированный образец для металлографических исследований служил анодом в электролитической ванне, электролит которой состоял из 5 г щавелевой кислоты, 5 г лимонной кислоты, 5 мл фосфорной кислоты, 10 мл молочной кислоты, 35 мл воды и 60 мл этилового спирта. Катод был сделан из нержавеющей стали. На электроды подавали напряжение 20 в в течение приблизительно 0,5 сек. В результате такой обработки основа сплава приобретала синий цвет, окись NbO — светло-синий, а карбиды и нитриды ниобия — оранжево-розовый. Наличие окиси NbO подтверждалось также рентгеновским анализом. Образцы, в структуре которых имелась только двуокись ZrO2, подвергали химическому травлению смесью, содержащей 10 мг серной кислоты, 10 мл азотной кислоты, 25 мл плавиковой кислоты и 50 мл воды.

Результаты и их обсуждение


Влияние разрежения. Базовая величина интервала разрежения в системе составляла (7—30)*10в-8 мм рт. ст. Кривая прогиб — время, записанная в этом интервале, использовалась как эталон, с которым сравнивались кривые, полученные при меньшем разрежении. На фиг. 18.2 построены такие кривые для образцов, испытывавшихся при базовом разрежении, а также при разрежениях (3,2—7,4)*10в-8 и (1,6—6)*10в-6 мм рт. ст. В процессе испытаний при данных условиях постоянная скорость прогиба образцов наблюдалась на начальной стадии испытания, после чего она уменьшалась. Однако кривые заметно отличались по некоторым особенностям. Пo сравнению с испытанием при базовом разрежении было установлено, что систематическое снижение разрежения приводит к последовательному разупрочнению сплава в период, характеризующийся постоянной скоростью прогиба. Типичные значения скорости прогиба на стадии устойчивой ползучести (фиг. 18.2) приведены в табл. 18.1. На следующей стадии наблюдался противоположный эффект, т. е. ухудшение вакуума при испытании приводило к упрочнению сплава.

При испытаниях, проводившихся при давлении в системе (1,6—6)*10в-6 мм рт. ст., скорость прогиба стала быстро возрастать приблизительно в середине опыта. Этот рост совпал, по-видимому, с повышением давления в системе до 1,6*10в-5 мм рт. ст. Поскольку в это время запись данных не производилась, были проведены дополнительные испытания в интервале разрешения 10в-6 мм рт. ст., которые подтвердили отмеченное явление сильного разупрочнения сплава.

О степени загрязнения образцов сплава примесями можно судить но фиг. 18.2. В целях сравнения здесь же приведены результаты анализа отожженного сплава. Образец, нагревавшийся до 1000° С в условиях, соответствующих испытаниям, но не подвергавшийся испытанию на замедленный изгиб, содержал следующие примеси (в частях на миллион): 290С, 540 O2, 3 H2 и 230 N2. При сравнении этих данных с результатами анализа отожженного контрольного образца и образца, подвергнутого испытаниям на замедленный изгиб, видно, что загрязнение углеродом наблюдается главным образом при нагреве образцов до температуры испытания. Повышение содержания кислорода, как и небольшое повышение содержания азота, определяется степенью разрежения при испытании.

Природу остаточных газов в системе из муллита и пирекса при 1200° С и разрежении 10в-6—10в-5 мм рт ст. определил Иною. Как оказалось, основными газами были водород и водяной пар с небольшими примесями метана, двуокиси углерода, азота и окиси углерода. Остальное составляли углеводороды, аргон и кислород. Если допустить, что в установке для испытаний на замедленный изгиб присутствуют те же газы, то станут ясны источники загрязнения кислородом, углеродом и азотом.

Типичные микроструктуры образцов после испытаний на замедленный изгиб, изображенные на фиг. 18.3, свидетельствуют о сильной зависимости от содержания примесей. Предварительный отжиг перед испытанием при 1200° С приводит к выделению тонкой дисперсии двуокиси ZrO2 (фиг. 18.3, а). Если образец нагреть до температуры испытания, но не подвергать испытаниям, то микроструктура сплава не изменится. То же самое относится и к образцу, испытывавшемуся в интервале разрежения (7—30)*10в-8 мм рт. ст. (фиг. 18 3, б). Однако образцы, испытывавшиеся в двух диапазонах более высокого давления, содержали равномерно распределенную фазу, которая, как показал анализ окрашиванием, представляла собой карбид или нитрид ниобия, выпавший либо при температуре испытания, либо при охлаждении до комнатной температуры (фиг. 18.3, в и г). Кроме того, между зернами в образце, испытывавшемся при разрежении 10в-5 мм рт. ст., наблюдалось образование окиси NbO (фиг. 18.3,г). Окись NbO была идентифицирована методами окрашивания и рентгеновской дифрактометрии.

Наблюдаемые изменения прочности сплава Nb—0,6Zr, обусловленные изменением разрежения, объяснялись следующим образом. Известно, что нестабильность структуры, например фазовые превращения, рекристаллизация и рост зерна при испытании на ползучесть способны ослаблять сплав. В настоящей работе разупрочнение сплава при повышении давления в системе вызвано, несомненно, повышением содержания загрязняющих примесей. Это повышало степень неустойчивости из-за выделения таких избыточных фаз, как ZrO2 и карбиды или нитриды ниобия.

Упрочнение, наблюдающееся после завершения стадии устойчивой ползучести, можно объяснить образованием дисперсных частиц и, возможно, упрочнением твердого раствора, влияние которого было сильнее, чем влияние неустойчивости, обусловленной загрязнением. Расчеты на основе результатов анализа образцов, прошедших испытания в диапазоне разрежения 10в-6 мм рт. ст., показали наличие избыточного содержания примеси кислорода (0,19%) по сравнению с количеством, необходимым для превращения всего циркония в ZrO2. Надо полагать, что этот избыток кислорода должен находиться в растворе.

Как установил Хобсон на основе изучения параметров кристаллической решетки, предельная растворимость кислорода в сплаве Nb—0,88Zr при 1600° С составляет 0,03%. При дальнейшем повышении содержания кислорода выделение двуокиси ZrO2 приводит к уменьшению параметра решетки основы сплава из-за уменьшения содержания циркония. Это в свою очередь приводит к повышению растворимости кислорода в сплаве.

Установлено, что быстрое повышение скорости прогиба образца после выдержки 250 час в вакууме 10в-5 мм рт. ст. связано с выделением окиси NbO из-за сильного загрязнения кислородом. Доводы в пользу подобного предположения приводятся дальше.

Влияние предварительной обработки. Из представленных данных видно, что загрязнение сплава примесями внедрения приводит к трем следующим важным последствиям:

1) к первоначальному разупрочнению, обусловленному снижением стабильности структуры сплава;

2) к дисперсионному упрочнению, обусловленному выпадением частиц ZrO2 и карбидов или нитридов и, быть может, образованием раствора внедрения;

3) к разупрочнению, обусловленному выпадением новой фазы (NbO).

Предполагалось, что подобные эффекты можно контролировать или предсказывать, исходя из степени загрязнения. Для подтверждения этой точки зрения образец подвергли предварительной обработке в течение 100 час при 1000° С в вакууме (2,5—4)*10в-5 мм рт. ст. и испытали в тех же условиях, предполагая при этом, что скорость первоначального прогиба будет ниже из-за дисперсионного упрочнения и, возможно, упрочнения из-за образования раствора внедрения. Затем с превышением длительности испытания сверх времени, необходимого для выпадения частиц NbO, скорость прогиба должна была возрасти через 150, а не через 250 час, как для образца, не подвергавшегося предварительной обработке.

Результаты данного испытания представлены на фиг. 18.4 в виде кривой В. Как видно, предварительная обработка приводила к значительному упрочнению сплава на начальной стадии испытаний; начальный участок кривой прогиб — время по форме был близок к кривой после 100 час испытаний образца, испытывавшегося в вакууме (1,6—6)*10в-5 мм рт. ст. без предварительной обработки (кривая А на фиг. 18.4). Для образца, подвергнутого предварительной обработке, наблюдалось последующее ускорение деформации. В этом случае период ускоренного прогиба попадал в интервал времени испытания от 140 до 330 час.

Время начала ускоренного прогиба хорошо согласуется с ожидаемым, но общая длительность ускоренного прогиба была гораздо меньше, чем это ожидалось. Повышение давления в системе до 1,6*10в-5 мм рт. ст. в период ускоренного прогиба первого образца (кривая А на фиг. 18.4) может рассматриваться как причина удлинения периода ускоренного прогиба. Интересна точка перегиба P*F на кривой после 323 час испытаний образца, подвергнутого предварительной обработке. Ее появление обусловлено выходом из строя системы питания установки, что привело к повышению давления в системе и, как следствие, повышению скорости загрязнения.

Для доказательства того, что ускорение прогиба при испытаниях в диапазоне 10в-5 мм рт. ст. вызвано выделением фазы NbO, было проведено два дополнительных испытания: одно заканчивали до наступления периода ускоренного прогиба, а второе — в период ускоренного прогиба. Каждый из испытываемых образцов подвергали 100-часовой предварительной обработке в интервале разрежений (2—4)*10в-5 мм рт. ст. Скорости прогиба соответствовали кривой В на фиг. 18.4 и отражали стадии упрочнения и разупрочнения. Образцы подвергались воздействию загрязняющих газов в вакууме (2—4)*10в-5 мм рт. ст. соответственно в течение 174,5 и 295 час. Анализ первого испытанного образца показал наличие следующих примесей в частях на миллион: 300 С, 3800 O2, 15 H2 и 390 N2; анализ второго образца дал следующие результаты (в частях на миллион): 430 С, 7100 O2, 13 H2 и 500 N2. Металлографические исследования показали, что оба образца содержат выделения карбида или нитрида ниобия, а окись ниобия наблюдалась только в образце, длительность загрязнения которого составляла 295 час (195 час из них приходилось на испытания).

Влияние изменения степени разрежения в ходе одного испытания. Была определена чувствительность метода испытания консольно закрепленного образца на замедленный изгиб к изменению степени разрежения в процессе одного и того же опыта (кривая В на фиг. 18.4). В этом случае разрежение при 100 часовой предварительной обработке составляло от 10в-5 до 2,4.10в-4 мм рт. ст., т. е. давление было выше, чем в других экспериментах предварительной обработки. Характер полученной при этом кривой прогиб — время был несколько неожиданным. В первые 22,5 час испытания образец прогибался быстрее, чем при других испытаниях в том же диапазоне разрежения.

После 22,5 часового периода разрежение было доведено до 10в-7 мм рт. ст., а опыт продолжали при систематическом изменении разрежения, соответствующем условиям испытания в интервале 10в-7—10в-5 мм рт. Cm. Кривая скорости прогиба проходила через точку перегиба после 10 час при каждом случае изменения разрежения. Высокая скорость загрязнения при разрежении 10в-5 мм рт. ст. приводила к большему ускорению прогиба, чем при разрежении 10в-7 мм рт. ст. Общая длительность пребывания образца в условиях малого разрежения составила 506 час, в том числе 100 час предварительной обработки. Измерения привеса показали повышение степени загрязнения на 27 280 частей на миллион по сравнению с 19 574 частями при испытании длительностью 540 час в вакууме (1,6—6)*10в-5 мм рт. ст. (кривая А на фиг. 18.4). Таким образом, данный образец был загрязнен в период испытания больше, чем до испытания. Высокую скорость прогиба в первые 22,5 час испытания можно было, таким образом, с достаточным основанием сравнить с быстрым повышением скорости прогиба, наблюдавшимся при выделении NbO в других образцах, испытанных в этом же интервале разрежения (см., например, отрезок между 140 и 330 час для кривой В на фиг. 18.4).

Заключение и выводы


Установлено, что характеристики ползучести при испытании консольно закрепленных образцов сплава Nb — 0.6.r на замедленный изгиб при температуре 1000° С и начальном напряжении наружнных волокон 8,75 кг/мм2 в значительной степени зависят от степени разрежения при испытаниях, что обусловлено различной загрязнен ностью образцов остаточными газами в данных условиях. Образцы сплава при загрязнении примесями и упрочнялись, и разупрочнялись, что зависело от следующих факторов: 1) скорости внесения примесей в сплав из окружающей среды; 2) растворимости примесей в сплаве; 3) концентрации примесей в сплаве в момент приложения напряжения.

Систематическое повышение давления при испытании сплава, содержавшего первоначально (в частях на миллион) 95 С, 495 O2, 2Н2 и 215 N2, приводило к повышению скорости загрязнения, что выражалось в нараставшем разупрочнении сплава на начальной стадии испытания. Позже сплав упрочняли такими дисперсными фазами, как ZrO2 и карбиды или нитриды ниобия, а также, возможно, за счет образования раствора внедрения. Этот эффект упрочнения ярче всего выражался при давлениях в системе, больших чем базовое давление, равнявшееся (7—30)*10в-8 мм рт. ст.

При загрязнении кислородом в количестве, достаточном для выделения частиц NbO, сплав разупрочняется.

Предварительная обработка в интервале разрежения (2,5—4)*10в-5 мм рт. ст. приводила к эффективному упрочнению сплава в начальный период испытания в том же интервале разрежения.

В процессе одного и того же опыта можно было ускорять или замедлять прогиб образца путем систематического изменения разрежения в диапазоне от 10в-5 до 10в-7 мм рт. ст. Для минимального влияния окружающей среды при испытании в описанных условиях требуется вакуум ниже 10в-7 мм рт. ст.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий:
Информационный некоммерческий ресурс fccland.ru © 2019
При цитировании и использовании любых материалов ссылка на сайт обязательна