книги из ГПНТБ / Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях

Т а б л и ц а 12

Химический состав, механические свойства и время до разрушения при 300° С алюминиевых сплавов системы AI—Си—Mg с добавками металлов переходных групп

или никеля над количеством, необходимым для образования фазы AlgFeNi, образуются дополнительно эвтектические выделения соответственно фаз Al,Cu2 Fe или Ale Gu3 Ni.

В литых сплавах, содержащих железо и никель, наблюдается повышение прочностных характеристик (пределов прочности и текучести) и понижение относительного удлинения, что связано, во-первых, с образованием каркаса из эвтектических выделений по границам зерен, а во вторых с уменьшением величины зерна

всплавах, в которых образуется фаза Al9 FeNi.

Всплавах, где железо или никель имеются в количествах, больших, чем необходимо для образования этой фазы, образуются,

Исследование деформационного микрорельефа свидетельствует, что в сплавах, содержащих железо и никель, в отличие от сплавов без добавок, трещины, распространяющиеся по границам зерен,

кроме того, интерметаллидные фазы служат своеобразными ши­

жен способствовать как повышению прочности сплавов, так и уве­ личивать длительность жизни сплавов после возникновения микро­ трещин до разрушения. При этом разрушения самих частиц интерметаллидов не наблюдается.

91

но характерной особенностью влияния добавки никеля является значительное увеличение времени от момента зарождения трещин до разрушения образцов, которое в этом случае увеличивается более чем в 5 раз.

Введение железа в количестве 1% и суммы железа и никеля по 1 % каждого заметно увеличивает разрушающее напряжение сплава (на 4—5 кГ/мм2, или на 40—50%). Время от момента за­ рождения трещин до полного разрушения образцов в этом случае также в 2—4 раза больше, чем в сплаве без добавок, но меньше, чем в сплаве с добавкой никеля.

Тот факт, что интерметаллические фазы, образуемые в сплавах системы AI—Си—Mg железом и никелем, тормозят рост трещин, особенно существен для реальных изделий, где может происхо­ дить возникновение зародышевых микротрещин в местах локальной концентрации напряжений, причем наиболее благоприятное дей­ ствие на длительность жизни сплавов от момента возникновения трещин до их разрушения оказывает добавка никеля. Это под­ тверждает и практика введения никеля (до 3,5%) в промышлен­ ные литейные жаропрочные алюминиевые сплавы.

С увеличением содержания фазы Al9 FeNi повышаются проч­ ностные свойства литого сплава (ад и с0 2 ) , но падает относитель­ ное удлинение (сплавы 4, о, 6 табл. 13), что обусловлено образова­ нием прочной, хотя и хрупкой, сетки по границам. Это согласует­ ся с поведением фаз, образуемых алюминпем с железом и нике­ лем в рассмотренных выше бинарных сплавах, в которых с уве­

В горячедеформированных сплавах аналогичных составов интерметаллиды расположены произвольно в а-твердом растворе- в их структуре теперь отсутствует упрочняющая сетка эвтекти,

не происходит заметного увеличения прочностных свойств и паде­ ния пластических при комнатной температуре и повышения дли­ тельной прочности при 300° С (сплавы 9—13 табл. 13) до момента образования первичных металлических частиц, при большом количестве которых наблюдается некоторое снижение длительной прочности при 300° С (сплав 14 табл. 13).

Кинетические кривые сопротивления деформированию растя­ жением при 20 и 300° С деформированных сплавов системы Al—2,2%Cu—l,6%Mg, содержащих и не содержащих фазу AlgFeNi, приведены на рис. 77. Кривые 1 ж 2 свидетельствуют, что характер протекания пластической деформации в сплавах, содержащих и не содержащих фазу Al9 FeNi, при комнатной тем­ пературе практически одинаков. Однако при температуре 300° С наличие фазы Al9 FeNi значительно повышает время распростра-

92

>

время деірормиро8анияг мин

нения трещин от момента их зарождения, фиксируемого опти­ ческим путем, до разрушения (почти в 10 раз), хотя и не вызы­ вает изменения разрушающего напряжения. По-видимому, это связано с тем, что кристаллы фазы Al9 FeNi, находясь внутри твердого раствора, активно препятствуют процессу разрушения, как это можно видеть на рис. 78.

Сравнение структуры деформированных сплавов, содержащих и не содержащих частиц фазы Al9 FeNi, свидетельствует, что в зер­ нах сплава, не содержащих этих частиц, при деформации наблю­ дается образование системы плоскостей скольжения, распростра­ няющихся через весь объем зерна (рис. 78, а).

В сплаве, содержащем железо и никель, частицы фазы Al9 FeNi тормозят образование системы плоскостей скольжения и блоки­ руют их распространение. Образующиеся в этом сплаве трещины не зарождаются в частицах фазы, а возникают в полосах сколь­ жения. При распространении они либо блокируются этими части­ цами, либо вынуждены огибать их, удлиняя при этом свой путь, что способствует повышению сопротивляемости сплавов разви­ тию трещин (рис. 78, б).

Учитывая, что эвтектические выделения фазы AlB FeNi более эффективно препятствуют распространению грубых полос сколь­ жения и тормозят развитие трещин в сплаве, чем крупные первич­ ные частицы, дальнейшее увеличение содержания железа и никеля выше 1,2—1,5% каждого в сплаве неэффективно.

Превышение содержания железа и никеля по сравнению с ко­ личеством, нужным для образования і^-фазы, приводит к сниже­ нию прочностных свойств при комнатной температуре и повы­ шению пластичности за счет уменьшения содержания меди в а-твердом растворе. Сопротивляемость сплавов развитию трещин не изменяется, в то время как длительная прочность при 300° С несколько понижается.

Полученные данные подтверждают положение А. А. Бочвара [36] о том, что только каркас из сетчатых или скелетообразных включений второй фазы эффективно повышает жаропрочность сплавов. При отсутствии каркаса тугоплавкие включения второй

93

фазы не повышают жаропрочность сплавов. Это объясняет более низкую жаропрочность деформируемых сплавов системы AI—Си—Mg—Fe—Ni по сравнению с литейными сплавами того же состава.

Положительная роль эвтектических выделений металлических фаз, образуемых алюминием с железом и никелем в деформируе­ мых сплавах системы AI—Си—Mg, заключается в том, что они блокируют как распространение грубых полос скольжения в зер­ нах, так и микротрещин, тем повышая сопротивляемость сплавов процессу распространения трещин.

Наряду с железом и никелем в сплавы системы AI—Си—Mg вводят добавки переходных металлов, которые образуют фазы, взаимодействующие с алюминием по перитектическому типу [136, 137].

Исследование влияния на характер разрушения добавок титана, циркония и хрома изучалось на литом сплаве AI—2,2% Си—1,6% Mg—l,2%Fe—1,2%Ш (сплавы 17—27 табл. 12).

В структуре указанных сплавов при содержании титана и цир­ кония более 0,3% и хрома более 0,5%, как и в структуре изучен­ ных бинарных сплавов, наблюдаются отдельные крупные частицы первично выделившихся интерметаллидов.

При деформировании образцов из этих сплавов растяжением

щин в самих частицах и возникновение в них новых трещин. Дальнейшее развитие этих трещин при комнатной температуре тормозится сравнительно вязкой матрицей, распространение трещин наблюдается только при степенях деформации, близких к разрушению (рис. 79). При деформировании при температуре

служат частицы избыточной металлической фазы Al9 FeNi. По­ этому в литом сплаве AI—2,2% Си—1,6 % Mg—1,2% Fe—1,2% Ni при комнатной температуре частицы избыточных металлических фаз, взаимодействующих с алюминием по перитектическому типу, не должны оказывать заметного влияния на механические свойства, а при температуре 300° С прочностные характеристики должны падать менее резко, чем в бинарных сплавах, так как трещины, возникшие в частицах интерметаллических фаз, взаимо­ действующих с алюминием по перитектическому типу, при распро­ странении в матрицу блокируются частицами фазы Al9 FeNi. Это подтверждается данными по механическим свойствам и дли­ тельной прочности сплавов, приведенными в табл. 13.

Несколько пониженные прочностные свойства при комнатной температуре, наблюдаемые у сплавов, легированных хромом,

94

объясняются обеднением твердого раствора магния в алюминии за счет связывания магния в фазу Al1 2 Mg2 Cr.

Деформированные сплавы AI—2,2 % Си—1,6 % Mg—1 % Fe—1 % Ni, содержащие добавки титана, циркония, хрома, в небольшом количестве при отсутствии в структуре грубых (первичных) выде­ лений интерметаллидов ведут себя при растяжении аналогично вышеописанным сплавам системы AI—Си—Mg—Fe—Ni. При на­ личии таких кристаллов в высоколегированных сплавах зарожде­ ние и развитие трещин в первую очередь, так же как и в литых сплавах, происходят в них самих при напряжениях порядка предела текучести (рис. 80). Так же как и в литых сплавах, в де­ формированных сплавах того же состава при комнатной темпера­ туре трещины, образующиеся в грубых частицах интерметалли­ ческих фаз A l 3 T i , Al3 Zr, А17Сг, заметно не снижают прочностных свойств.

Несмотря на то, что в горячедеформированных сплавах в про цессе изготовления крупные первичные частицы интерметалли­ ческих фаз, взаимодействующих с алюминием по перитектическому типу, дробятся и зародышевые трещины, наблюдаемые при наших испытаниях, имеют меньшие размеры, чем в литых сплавах, снижение длительной прочности при 300° С при увели­ чении содержания легирующих добавок происходит так же зна­ чительно, как и в литых сплавах. Этому, вероятно, способствует то, что частицы первичных интерметаллидов, хрупко разрушаю­ щихся при деформировании, расположены внутри зерен и способ­ ствуют ускорению транскристаллитного разрушения.

Проведение многочисленных наблюдений за процессами дефор­ мирования сплавов показывает, что, как и в бинарных сплавах, в сложнолегированных сплавах интерметаллические фазы, при­ сутствующие в структуре, можно разделить на два типа: фазы, хрупко разрушающиеся при весьма малых степенях пластической деформации образца, и фазы, не разрушающиеся при деформи­ ровании. Интерметаллиды первого типа возникают в структуре вследствие взаимодействия легирующих элементов с алюминием по перитектическому типу, второго — по эвтектическому типу. Растрескивание частиц первого типа происходит при начальных степенях пластической деформации матрицы.

Исходная прочность матрицы не оказывает влияния на склон­ ность частиц к разрушению, поэтому зарождение в частицах трещин наблюдается при напряжениях, близких к пределу теку­ чести матрицы (табл. 13). Образующиеся зародышевые трещины служат очагами разрушения в сплаве и облегчают развитие магистральных трещин. Наличие в сплаве указанных частиц при­ водит к снижению работы разрушения, ударной вязкости и дли­ тельной прочности.

Участки с частицами эвтектических выделений блокируют рас­ пространение трещин в сплаве, повышая сопротивляемость спла­ вов разрушенпю.

95

Т а б л и ц а 13

Напряжение зарождения трещин в частицах первичных металлических фаз в различных сплавах

Первичные фазы второго типа в заэвтектических сплавах могут оказывать отрицательное влияние на работу разрушения, удар­ ную вязкость и длительную прочность сплавов в случае неблаго­ приятной формы кристаллизации (дырчатые ромбы, сростки дендритов), вызывающей разрушение частиц либо в процессе охлаждения металла за счет межфазных напряжений, либо в про­ цессе деформирования при больших степенях деформации. Однако даже в этом случае не наблюдается образования в частицах много­ численных трещин, как в случае деформирования сплавов, содержащих частицы первого типа.

Таким образом, в сложнолегированных алюминиевых сплавах систем AI—Mg и Al—Си—Mg при малых степенях пластической деформации выявлены следующие структурные факторы, могущие вызвать возникновение микротрещин:

а) интерметаллические фазы, взаимодействующие с алюми­ нием по перитектическому типу;

б) первичные интерметаллические фазы в заэвтектических сплавах в случае их неблагоприятной формы кристаллизации (дырчатые ромбы, сростки дендритов); образующиеся при разру­ шении частиц микротрещины имеют размеры порядка нескольких микрон и, следовательно, при достаточном уровне упругой энергии в металле могут служить очагами хрупкого разрушения.

При повышенных температурах рост возникших при разруше­ нии частиц микротрещин может происходить за счет диффузии вакансий, приводя к ускорению процесса разрушения.

Глава V I I . ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ ДЕФОРМИРОВАНИЯ НА ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

В реальных условиях растягивающие напряжения могут действо­ вать на детали в течение многих месяцев и даже лет. При этом в дисперсионно-твердеющих сплавах могут происходить процессы, приводящие к изменению тонкой структуры, неизбежно влияю­ щие как на прочностные свойства сплавов, так и на их сопротив­ ляемость процессам разрушения, в связи с чем была поставлена задача выяснения особенностей пластической деформации и разру­ шения пересыщенных твердых растворов при замедленных скорос­ тях растяжения.

Влияние степени легирования а-твердого раствора на характер разрушения при замедленных скоростях растяжения изучалось на литых сплавах системы AI—Mg, содержащих 3, 6, 8, 9,5 и 12% Mg, а также на сложнолегированных литейных и деформируемых сплавах систем AI—Mg и Al—Си—Mg.

Минимальная скорость деформирования, равная 2 - Ю - 8 м/сек, в 2-103 раз отличалась от максимальной скорости деформирования 4-10~5 м/сек, которая соответствовала скорости растяжения при определении стандартных механических свойств сплавов.

Разрушающее напряжение и работа разрушения исследован­ ных сплавов приведены на рис. 81. Приведенные данные показы­ вают, что чем больше степень легирования твердого раствора, тем более значительно с уменьшением скорости деформирования падает напряжение разрушения, причем зависимость разрушаю­ щего напряжения от скорости растяжения в полулогарифмиче­ ской системе координат выражается прямыми линиями. Преиму­ щества в прочностных характеристиках, которыми обладают высоколегированные сплавы, с уменьшением скорости деформи­ рования нивелируются.

Если проэкстраполировать прямые, соответствующие содер­ жанию магния 8—12%, в область еще более медленных скоростей растяжения, то они сблизятся с прямой, соответствующей содер­ жанию магния в сплаве 6%. Поэтому применение магния свыше 6% без дополнительного легирования, стабилизирующего а-твердый раствор, — неэффективно.

Определение работы разрушения при все тех же скоростях растяжения подтвердило следующее: несмотря на то, что с уве-

40

личением содержания магния (до 9,5%) при всех скоростях дефор­ мирования работа разрушения растет, для каждого исследуемого состава с замедлением скорости растяжения наблюдается ее умень­ шение, тем более значительное, чем выше степень легирования твердого раствора (табл. 14).

Одновременно необходимо отметить следующее: если матрица сплава представляет собой дисперсно упрочненный а-твердый раствор, практически стабильный при температуре испытания, то падение работы разрушения незначительно, как и в однородных твердых растворах. Так, например, в литом сплаве AI — 6% Си

всплаве AI—3% Mg, представляющего практически однородный а-твердый раствор, характер изменения микрорельефа не меня­ ется от скорости деформирования и аналогичен описанному выше (см. гл. IV).

98

В двухфазном сплаве, рассмотренном на примере сплава Al—12%Mg, при скорости деформирования 4-Ю"5 м/сек пласти­ ческая деформация охватывает весь объем образца. Деформаци­ онный микрорельеф ярко выражен, наблюдается образование нескольких систем полос скольжения в зернах а-твердого раствора. Трещины зарождаются предпочтительно по тем границам зерен, которые расположены под большими углами к действующим напря­ жениям. Препятствием к распространению трещин служит изме­ нение угла направления границы к действующим напряжениям

Понижение прочностных характеристик сплава обусловлено, вероятно, тем, что деформация локализуется по границам. Доля

зерен при скоростях деформирования 4 - Ю - 5 и 2 - Ю - 8 м/сек и сте­ пенях деформации, близких к разрушению.

Приведенные цифры показали, что с уменьшением скорости деформирования пластическая деформация в литых материалах все более локализуется по границам зерен, что приводит к ис­ черпанию пластичности и образованию трещин при меньших сте­ пенях деформации. Это свидетельствует о том, что с уменьшением скорости деформирования изменяется соотношение прочности гра­ ниц и объема зерен, что, вероятно, вызвано разной степенью распада а-твердого раствора по границам и объему зерен.

Исследование влияния скоростей нагружения на разрушение литого сплава AI—9,5% Mg с добавками элементов переходных групп проводилось на примере циркония, вводимого с помощью