ON THE POSSIBILITY OF USING DISPERSION-STRENGTHENED ALLOYS IN SHIP POWER PLANTS
Authors:
1.
Astrakhan State Technical University
(Candidate of Technical Sciences, Assistant Professor; Assistant Professor of the Department of General Engineering Disciplines and Ground Transport)
Russian Federation
Russian Federation
Type:
Article
Pages:
from 63
to 69
Status:
Published
Received:
20.11.2016
Accepted:
25.11.2016
Published:
25.11.2016
Subject area:
UDK 548.539.001
GRNTI 45.01 Общие вопросы электротехники
GRNTI 55.42 Двигателестроение
GRNTI 55.45 Судостроение
GRNTI 73.34 Водный транспорт
GRNTI 44.31 Теплоэнергетика. Теплотехника
GRNTI 45.01 Общие вопросы электротехники
GRNTI 55.42 Двигателестроение
GRNTI 55.45 Судостроение
GRNTI 73.34 Водный транспорт
GRNTI 44.31 Теплоэнергетика. Теплотехника
Language:
Russian
Keywords:
dispersion-strengthened alloy, criterion of grain structure stability, particles of second phase, grain boundary, driving force of migration, energy of grain boundary, volume fraction of particles
Abstract (English):
The research of the physical model of recrystallization of dispersion-strengthened alloy is conducted. It is stated that the stability of the grain structure of the alloy determines its heat resistant properties. In theory, the dependence of the function of stability of the grain structure of dispersion-strengthened alloy on the driving force of migration, energy of grain boundary, the volume fraction and the radius of the particles of the second phase is determined. The influence of deformation on the stability of the grain structure of dispersion-strengthened alloy under high-temperature exposure is studied. The recommendations on the production of dispersion-strengthened alloy with optimum physical properties are developed. The methods of predicting the behavior of this alloy under various external influences are demonstrated by the example of theoretically modeled dispersion-strengthened alloys, their comparative analysis is conducted with experimental alloys: nickel with particles of HfO2; copper with reinforcing particles Al2O3 and Fe + Cr with particles NbCN, TiCN. Theoretically, the dependence of the stability of the grain structure of the simulated dispersion-strengthened alloy, effected by elastic deformation, on the temperature is studied. The perspectives of using dispersion-strengthened alloys for the production of steam and gas turbines, heat exchangers and other equipment exposed to deformation and cycle effect of high temperatures are shown.
The research of the physical model of recrystallization of dispersion-strengthened alloy is conducted. It is stated that the stability of the grain structure of the alloy determines its heat resistant properties. In theory, the dependence of the function of stability of the grain structure of dispersion-strengthened alloy on the driving force of migration, energy of grain boundary, the volume fraction and the radius of the particles of the second phase is determined. The influence of deformation on the stability of the grain structure of dispersion-strengthened alloy under high-temperature exposure is studied. The recommendations on the production of dispersion-strengthened alloy with optimum physical properties are developed. The methods of predicting the behavior of this alloy under various external influences are demonstrated by the example of theoretically modeled dispersion-strengthened alloys, their comparative analysis is conducted with experimental alloys: nickel with particles of HfO2; copper with reinforcing particles Al2O3 and Fe + Cr with particles NbCN, TiCN. Theoretically, the dependence of the stability of the grain structure of the simulated dispersion-strengthened alloy, effected by elastic deformation, on the temperature is studied. The perspectives of using dispersion-strengthened alloys for the production of steam and gas turbines, heat exchangers and other equipment exposed to deformation and cycle effect of high temperatures are shown.
Keywords:
dispersion-strengthened alloy, criterion of grain structure stability, particles of second phase, grain boundary, driving force of migration, energy of grain boundary, volume fraction of particles
dispersion-strengthened alloy, criterion of grain structure stability, particles of second phase, grain boundary, driving force of migration, energy of grain boundary, volume fraction of particles
Введение Для обеспечения эффективной работы судовых энергетических установок необходимы материалы, стойкие к циклическим нагрузкам, обладающие высокой коррозионной стойкостью и теплопрочностью. Повысить эксплуатационную надежность паровых и газовых турбин, теплообменных аппаратов, двигателей внутреннего сгорания и других устройств можно, применяя для их производства дисперсно-упрочненные сплавы. Такие материалы получают путем введения в металлическую матрицу тугоплавких дисперсных частиц, например, оксидов. Как известно, тепловые и циклические нагрузки на металл ускоряют рекристаллизацию, в результате зерно становится крупным, что ведет к потере прочности металла. Частицы второй фазы способны затормозить рекристаллизацию (т. е. рост зерен металлической матрицы), что обеспечит стабильность зеренной структуры сплава и длительную работоспособность материала. Так, на рис. 1 видна структура участка комбинированного углового соединения сплава Pt + 10 % Rh (справа) и дисперсно-упрочненного Pt + 10 % Rh + 0,45 % ZrO2 (слева), вырезанного из промышленного оборудования после 340 суток эксплуатации при температуре 1200-1750 °С. Рис. 1. Изображение сохранения мелкозернистой структуры дисперсно-упрочненного сплава (слева) при длительной эксплуатации оборудования На рис. 1 видно, что дисперсно-упрочненный сплав Pt + 10 % Rh + 0,45 % ZrO2 сохраняет мелкозернистую структуру вплоть до линии сплавливания. Для получения дисперсно-упрочненных сплавов с оптимальными физическими свойствами требуются существенные временные затраты на экспериментальные исследования, поэтому построение физической модели стабильности структуры дисперсно-упрочненного сплава и проведение теоретических исследований представляются весьма значимыми процедурами, позволяющими сэкономить время и материальные затраты на эксперимент. В работах [1, 2] была представлена физическая модель процесса рекристаллизации дисперсно-упрочненного сплава при высокотемпературном воздействии, на основе законов термодинамики получен критерий стабильности его зеренной структуры. В частности, установлено, что стабильность структуры зерна дисперсно-упрочненного сплава зависит от величин, представленных в табл. 1. Таблица 1 Параметры дисперсно-упрочненного сплава G Движущая сила миграции границы зерна, Дж/м3 r Радиус частицы, м γ Энергия границы зерна на единицу площади поверхности, Дж/м2 v Объемная доля частиц m =M/Mгз Относительная подвижность, м-2 Мгз Подвижность границы зерна, м3/(с∙Н) М Подвижность частицы, м/(с∙Н) T Температура, К θ = Т/Tпл Сходственная температура Тпл Температура плавления металлической матрицы, К Н Энергия активации миграции границы зерна, Дж Q Энергия активации самодиффузии атомов матрицы (энергия активации движения частиц по механизму объемного обтекания), Дж H/Q Относительная энергия активации Целью данной работы является исследование физической модели рекристаллизации дисперсно-упрочненного сплава [1, 2], выявление параметров сплава с повышенной эксплуатационной надежностью, а также прогнозирование поведения такого сплава при воздействии деформации и высоких температур. Методы исследования - математический анализ и построение графиков стабильности структуры зерна дисперсно-упрочненного сплава. Материалы и методы исследования Прочность сплава определяется сохранением стабильности его зеренной структуры. Обозначим функцию стабильности зеренной структуры дисперсно-упрочненного сплава F. Величина F является функцией большого числа переменных, представленных в табл. 1. При анализе критерия стабильности зеренной структуры дисперсно-упрочненного сплава в работах [1, 2] были определены параметры дисперсно-упрочненного сплава с оптимальными физическими свойствами. Эти параметры представлены в табл. 2. Таблица 2 Оптимальные параметры дисперсно-упрочненного сплава Параметр дисперсно-упрочненного сплава Значение параметра ν Не более 0,03 r 10- 8 ÷ 5 ∙ 10- 8 м γ 0,5 ÷ 0,7 Дж/м2 Дисперсные частицы С максимальной термодинамической устойчивостью (например, оксиды) H/Q ˃ 1 Диффузионное движение частиц По механизму объемного обтекания (достигается введением примесей) Детали турбин и двигатели внутреннего сгорания находятся в напряженно-деформированном состоянии, поэтому необходимо исследовать, как будет влиять деформация на стабильность зеренной структуры дисперсно-упрочненного сплава при высокотемпературном воздействии. Мы будем исследовать, как зависит функция стабильности зеренной структуры F от движущей силы миграции G. Эта величина может быть обусловлена не только собственным натяжением границы сплава (G ~ 106 Дж/м3), уничтожением упругого поля, т. е. упругой деформацией (G ~ 108 Дж/м3), но и градиентом температуры, действием излучения и электромагнитных полей. Чем больше внешних факторов воздействует на материал в процессе эксплуатации, тем больше движущая сила G миграции границы зерна. Исходя из полученных рекомендаций (табл. 2), смоделируем дисперсно-упрочненный сплав. В качестве металлической матрицы возьмем металл с энергией границы зерна γ = 0,75 Дж/м2, которая свойственна для никеля (табл. 3) [3]. Таблица 3 Экспериментальные значения энергии границы зерна Металл Энергия границы зерна, Дж/м2 Al 0,38-0,625 Au 0,364-0,406 Cu 0,646 Ni 0,64-0,84 В качестве упрочняющей фазы примем частицы оксидов (HfO2, ZrO2, Al2O3, SiO2) с радиусом r = 1 ∙ 10-8 м и объемной долей ν = 0,01. Диффузионное движение частиц осуществляется по механизму объемного обтекания, относительная энергия активации H/Q = 1,2. Сплав эксплуатируется при температуре Т = 0,9 Тпл. Внесем данные параметры в критерий стабильности зеренной структуры дисперсно-упрочненного сплава [1, 2] и построим график зависимости функции F стабильности структуры такого сплава от движущей силы миграции границы зерна G (рис. 2, кривая 1). Рис. 2. Зависимость функции F, характеризующей стабильность зеренной структуры дисперсно-упрочненного сплава на основе никеля, от движущей силы миграции границы зерна G При значениях функции F(G) > 0 структура зерна остается стабильной, т. е. граница зерна тормозится частицами второй фазы и зерно остается мелким. При значениях F(G) < 0 стабильность структуры нарушается, что приводит к росту зерна. Чем больше положительное значение функции F(G), тем больше запас прочности деформированного сплава. Кривая 2 на рис. 2 построена по критерию стабильности [1, 2] для экспериментального сплава на основе никеля (γ = 0,75 Дж/м2) с частицами HfO2 радиусом r = 4 ∙ 10-8 м и объемной долей ν = 0,03, описанного в работе [4]. На графике можно увидеть предельное значение движущей силы миграции границы зерна G (при которой зеренная структура сплава при температуре Т = 0,9 Тпл остается стабильной), найденное для модельного (G = 3·107 Дж/м3) и для экспериментального (G = 0,5·107 Дж/м3) сплава. Сравнивая кривые 1 и 2 (рис. 2), можно сделать вывод, что сплав, смоделированный на основании данных табл. 2, при температуре Т = 0,9 Тпл будет обладать большим пределом прочности, чем экспериментальный. Проведем анализ экспериментального сплава, описанного в работе [5], исследуем его на стойкость к деформации при температуре Т = 0,9 Тпл. Это сплав Fe + Cr с энергией границы зерна γ = 0,5 Дж/м2, упрочненный частицами NbCN, TiCN объемной долей ν = 0,0019 и радиусом r = 10-7 м. Построим зависимость F(G) согласно критерию [1, 2] для данного экспериментального сплава (рис. 3, кривая 1). Максимальное экспериментальное значение движущей силы миграции границы зерна Gmax для сплава Fe + Cr с частицами второй фазы NbCN, TiCN, при котором граница зерна тормозится частицами, равно 0,8·106 Дж/м3 [5]. Как видно из рис. 3 (кривая 1), значение Gmax, рассчитанное по критерию стабильности [1, 2], для данного сплава составляет 0,65·106 Дж/м3, что говорит о хорошем согласовании критерия [1, 2] с экспериментальными данными. 1 F·10- 14, Н2/м4 Рис. 3. Зависимость функции F , характеризующей стабильность зеренной структуры различных дисперсно-упрочненных сплавов, от движущей силы миграции границы зерна G Кривая 2 на рис. 3 построена по критерию стабильности [1, 2] для экспериментального медного сплава с частицами Al2O3 радиусом r = 3 ∙ 10-8 м и объемной долей ν = 0,035, описанного в работе [6]. Энергия границы зерна для меди, по данным [3], γ = 0,64 Дж/м2 (табл. 3). На графике (кривая 2) можно увидеть предельное значение движущей силы миграции границы зерна Gmax = 12,5·106 Дж/м3, найденное для данного экспериментального сплава. Выше отмечалось, что при уничтожении упругого поля, вызванного деформацией, возникает движущая сила миграции G ~ 108 Дж/м3. Следовательно, согласно критерию, стабильность зеренной структуры данных экспериментальных сплавов (кривые 1 и 2) в деформированном состоянии при температуре Т = 0,9 Тпл не будет сохраняться. Чтобы улучшить прочностные свойства сплавов, описанных в [5] и [6], cмоделируем дисперсно-упрочненный сплав и сравним его с экспериментальным. Пусть энергия границы зерна у такого сплава γ = 0,6 Дж/м2. Это значение величины γ свойственно для границ зерен таких металлов, как алюминий, сталь, медь (табл. 3) [3]. Зададим модельному сплаву следующие параметры: ν = 0,001; r = 10-8 м; H/Q = 1,2. Как видно, объемная доля частиц второй фазы и радиус частиц стали меньше, чем в предыдущем примере. Сплав так же эксплуатируется при температуре Т = 0,9 Тпл. Построим график зависимости F(G) для данного модельного сплава (рис. 3, кривая 3). Как видно из графика, максимальное значение движущей силы миграции, при которой стабильность зеренной структуры не нарушается, возросло и составило Gmax = 25·106 Дж/м3. Однако при температуре Т = 0,9 Тпл, сопровождающейся упругой деформацией (G ~ 108 Дж/м3), стабильность зеренной структуры нарушится. Исследуем, как зависит функция F от сходственной температуры θ для данного модельного сплава, находящегося в упругодеформированном состоянии. θ F Рис. 4. Зависимость функции F, характеризующей стабильность зеренной структуры деформированного сплава, от сходственной температуры θ Из рис. 4 видно, что для данного модельного сплава, находящегося под действием упругой деформации (G ~ 108 Дж/м3), зерно остается мелким (функция стабильности зеренной структуры F(θ) > 0) при температуре эксплуатации сплава Т < 0,75 Тпл. Заключение Применение дисперсно-упрочненных сплавов в энергомашиностроении имеет большие перспективы. Эти материалы способствуют повышению эффективности судовых энергетических установок за счет высокой теплопрочности и эксплуатационной надежности. Детали турбин и двигатели внутреннего сгорания в процессе эксплуатации находятся в напряженно-деформированном состоянии, поэтому в данной работе проведен анализ зависимости стабильности зеренной структуры дисперсно-упрочненного сплава от деформации и температуры. Исследована зависимость стабильности зеренной структуры дисперсно-упрочненного сплава от движущей силы миграции границы зерна, поскольку эта величина растет при упругой деформации. Исследования проведены на примере нескольких экспериментальных сплавов, описанных в литературе: на основе никеля с частицами HfO2; Fe + Cr с частицами NbCN или TiCN; на основе меди с частицами Al2O3. Предложено модернизировать эти сплавы в целях улучшения их прочностных свойств. Результаты модернизации представлены в виде графиков. Проведено теоретическое исследование зависимости функции стабильности зеренной структуры модельного дисперсно-упрочненного сплава, находящегося под действием упругой деформации, от температуры. Предложенная методика дает возможность улучшить свойства любых дисперсно-упрочненных сплавов, применяемых в энергомашиностроении, а также прогнозировать поведение этих сплавов при воздействии высоких температур и наличии упругой деформации.
1. Marvina L. A., Marvin V. B., Karib'yanc V. R., Neupokoeva I. V. Prognozirovanie stabil'nosti zerennoy struktury dispersno-uprochnennyh splavov pri sobiratel'noy rekristallizacii // Nauka - proizvodstvu. 2001. T. 42. № 4. S. 33-35.
2. Selivanov N. V., Neupokoeva I. V. Analiz vliyaniya temperatury i deformacii na stabil'nost' zerennoy struktury splavov, soderzhaschih chasticy vtoroy fazy // Inzhenerno-fizicheskiy zhurnal. 2005. T. 78. № 6. Noyabr'-dekabr'. S. 100-105.
3. Orlov A. N., Perevezencev V. N., Rybin V. V. Granicy zeren v metallah. M.: Metallurgiya, 1980. 154 s.
4. Kulikov V. A., Zayceva N. M., Kolobov Yu. N., Bushnev L. S. Struktura i svoystva dispersno-uprochnennyh nikelevyh splavov. Tomsk: Izd-vo Tom. un-ta, 1986. 240 s.
5. Raabe D., Lucke K. Selective particle drag during primary recrystallization of Fe-Cr alloys // Scripta Metallurgica et Materialia. 1992. Vol. 26, no. 1. P. 19-24.
6. Bondar' M. P., Obodovskiy E. S., Rychkov V. N., Topchiyan M. E. Osobennosti povedeniya dispersno-uprochnennoy medi pri impul'snyh vysokotemperaturnyh i silovyh ciklicheskih nagruzheniyah // Fizika goreniya i vzryva. 2000. T. 36. № 4. S. 140-143.
