книги из ГПНТБ / Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях

Рис . 84. Зависимость напря ­ жения разрушения литого сплава AI—9,5 Mg без добавок и с добавками 0,5% Zr от скорости деформирования

1 — без добавок;

2 — введенные из солей; В — из лигатур

ния. Введение же Zr с помощью лигатуры, приводящее к образо­ ванию крупных частиц интерметаллидов, склонных к хрупкому разрушению, показало, что с замедлением скорости деформиро­ вания сильнее сказывается отрицательное влияние зародышевых трещин, образующихся при разрушении частиц интерметаллидов Al3 Zr.

Необходимо подчеркнуть, что в сплавах одной системы склон­ ность к преждевременному разрушению в условиях длительного действия напряжений можно оценивать углом наклона прямых, характеризующих изменение в определенном интервале скоростей деформирования, разрушающего напряжения и работы разруше­ ния.

Как было показано выше, с уменьшением скорости растяжения пластическая деформация локализуется по границам зерен, по­ этому в условиях длительного действия растягивающих напряже­ ний особенно опасны частицы, лежащие на границах зерен, так как они инициируют развитие интеркристаллитного разрушения при самых малых степенях пластической деформации.

Отрицательное влияние частиц избыточных фаз, образуемых металлами переходных групп, подтверждено и на литейном сплаве AI—6% Си, легированном титаном. При скорости 2 • 10_ е м/сек с увеличением содержания титана, вводимого с помощью лигатур,

Аналогичные исследования были проверены на деформируе­ мых сплавах исследуемых систем — АМгб и Д16. Сплав АМгб исследовали в горячекатаном состоянии, сплав Д16 — после естественного (зонного) и искусственного (фазового) режимов старения.

Изучение деформационного микрорельефа сплавов показало, что в них не наблюдается структурных элементов, вызываю­ щих зарождение трещин при малых степенях пластической де­ формации.

100

Необходимо отметить, что, в отличие от литейных сплавов, в де­ формируемых сплавах с уменьшением скорости растяжения наблю­ дается возрастание разрушающего напряжения и работы разру­ шения (табл. 16). Сравнение поведения сплава Д16 в естественно

и искусственно состаренных состояниях показало, что с уменьше­ нием скорости деформирования наблюдается рост разрушающего напряжения на 15—20%. Работа разрушения сплава после ис­ кусственного старения с уменьшением скорости деформирования возрастает незначительно, в то время как работа разрушения сплава после естественного старения возрастает в 1,5 раза. Необ­ ходимо заметить, что в сплаве после естественного старения работа разрушения при всех скоростях деформирования в 2—3 раза выше, чем после искусственного старения. Следовательно, не­ смотря на то, что при стандартных скоростях испытания сплав Д16 после искусственного старения имеет более высокие прочностные характеристики, чем после естественного старения, работоспособ­ ность сплава после естественного старения в условиях длительного действия больших растягивающих напряжений должна быть за­ метно выше, чем сплава после искусственного старения. Это под­ тверждается и практикой эксплуатации деталей из сплава Д16

втяжело нагруженных конструкциях.

Вгорячекатаном сплаве АМгб с замедлением скорости деформи­ рования наблюдается особенно значительное повышение работы разрушения (почти в 3 раза) при сохранении остальных прочност­ ных и пластических характеристик. Такое поведение деформируе­ мых сплавов связано, вероятно, с тем, что в отличие от литейных

7* 101

превращаются в зародышевые островершинные трещины, рас­ полагающиеся по границам зерен. Разрушение сплава наблюда­

Mg при локальной деформации около 1% и, следовательно, рас­ тягивающих напряжениях, близких к пределу текучести.

Аналогичное влияние пор и рыхлот на характер разрушения подтверждено также и при исследованиях литых сплавов систем

в литом металле приводит к образованию зародышевых трещин при деформировании и способствует понижению напряжения раз­ рушения и значительному уменьшению длительности жизни металла в условиях растягивающих нагрузок. В горячедеформированных полуфабрикатах из алюминиевых сплавов поры и рыхлоты отсутствуют, так как в процессе горячей деформации происходит их залечивание.

Шлаковые включения

Шлаковые включения в алюминиевых сплавах имеют различную природу образования [116].

При деформировании растяжением литого металла шлаковые включения ведут себя аналогично порам и рыхлотам и вызывают образование трещин при напряжениях порядка предела теку­ чести образца. Это вызвано тем, что шлаковые включения не имеют когерентной связи с матрицей и при остывании металла на гра­ нице металл—шлаковое включение образуются пустоты, по­ этому их влияние на характер разрушения аналогично действию пор и рыхлот. Наблюдения показали, что, например, шлаковое включение диаметром 0,9 мм в образце с сечением 16 мм? из сплава AI—2,2% Си—1,6% Mg при деформировании растяжением при тем­ пературе 20° снизило длительность жизни образца в 5 раз, на­ пряжение разрушения в 2 раза и среднюю деформацию в 4 раза.

В горячедеформированном сплаве шлаковые включения дро­ бятся и вытягиваются в строчки вдоль направления волокна (рис. 86, а). В отличие от пор и рыхлот шлаковые включения препятствуют залечиванию внутренних полостей металла при дефор­ мировании и сохраняются в деформированном металле.

Отрицательное влияние шлаковых включений в деформирован­ ных полуфабрикатах в условиях растягивающих напряжений уменьшается в связи с уменьшением абсолютных размеров части-

104

иАМгб. Испытание механиче­

ских свойств проводилось на плоскоразрывных нестандартных образцах шириной 110 мм с анализом излома в месте разруше­ ния на наличие шлаковых включений. Несмотря на то, что на­ личие в образце строчечных шлаковых включений приводит к раз­ рушению образца в месте расположения этих включений, при­ веденные в табл. 17 данные показывают что шлаковые включе­ ния в деформированных сплавах в отличие от литых благодаря своим незначительным размерам не оказывают заметного влияния на предел прочности и текучести и лишь незначительно снижают относительное удлинение испытываемых образцов.

Однако раскатанные строчки шлаковых включений в листах из алюминиево-магниевых сплавов могут приводить к образова­ нию опасных структурных неоднородностей, которые могут по­

в ней происходит адсорбция влаги. При сварке в этом месте воз­ никает пора (рис. 86, в), которая образуется водородом, выделя­ ющимся при взаимодействии нагретого металла с водой, адсорби­ рованной частицами шлаковых включений. Указанные поры могут иметь диаметр до 2—3 мм при толщине свариваемых листов 4— 5 мм и служить источником преждевременного разрушения.

Скопления избыточных металлических фаз

Одним из видов структурной неоднородности в сложнолетирован­ ных сплавах являются крупные включения тугоплавких метал­ лических соединений, которые могут образовываться при литье

105

крупногабаритных слитков и иметь размеры до 10—20 мм (рис. 87, а. Включения тугоплавких металлических соединений могут об­ разовываться в объеме расплава еще до попадания его в кристал­ лизатор или вырастать на донышке распределительной воронки, а затем срываться струей расплава и падать в слиток, о чем по­

лических частиц образуются трещины, которые распространя­ ются по границам зерен (рис. 87, б), так как температура горя­ чей деформации сплавов обычно выше эквикогезивной. Вид де­

что в процессе горячего деформирования эти скопления интерметаллидов дробятся и вытягиваются вдоль направления волокна, образуя при этом пучок трещин длиной до нескольких сотен миллиметров.

Этот дефект резко снижает прочностные и особенно пласти­ ческие свойства сплава (относительное удлинение практически падает до нуля) в направлении поперек волокна. При испытании же вдоль волокна изменений механических свойств металла не об­ наруживается.

106

ФАКТОРЫ, С В Я З А Н Н Ы Е С ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКОЙ

Гомогенизация

В реальных литых алюминиевых сплавах, представляющих пересыщенные твердые растворы, в межосных пространствах дендритов при неравновесной кристаллизации выделяются вторые фазы — интермета ллиды, образованные основными легирующими элементами и не перешедшие в твердый раствор.

В случае неполной гомогенизации сплавов выделения указан­ ных фаз в структуре могут сохраниться и должны оказывать влияние на характер разрушения сплавов.

Влияние указанных остаточных вторых фаз изучалось на при­ мере литого сплава AI — 9,5% Mg без добавок и с добавками 0,2% Ті, 0,2% Zr, 0,1—0,2% Mo, 1% Мп, в котором образуются вы­ деления ß-фазы (Al5 Mg8 либо Al3 Mg2 ).

Исследование поведения выделений этой фазы при деформи­ ровании растяжением показало, что эти выделения хрупко раз­ рушаются при локальной деформации менее 1% и напряжениях, близких к пределу текучести образца (рис. 89). Образовавшиеся внутри хрупкой 3-фазы трещины дальше развиваются по грани­ цам зерен. Локальная деформация участков, в которых проис­ ходит разрушение, определяется в основном раскрытием этих трещин. При наличии в структуре указанной фазы резко падает работа разрушения сплава (табл. 18).

Т а б л и ц а 18

Влияние гомогенизации на механические свойства и работу разрушения сплава А ! — 9 , 5 % Mg

зации

Таким образом, одним из технологических дефектов, завися­ щих от полноты прохождения гомогенизирующего отжига, яв­ ляется остаточная 3-фаза, приводящая к возникновению заро­ дышевых трещин при напряжениях, близких к пределу теку­ чести, и локальной деформации порядка 1% и особенно опасных тем, что они располагаются по границам зерен. В связи с тем, что для модифицирования структуры и торможения процессов распада а-твердого раствора в сплавы системы алюминий—маг­ ний вводят добавки переходных металлов, изучалось влияние

107

добавок циркония, титана, марганца на кинетику растворения остаточной ß-фазы при гомогенизации.

Полученные результаты свидетельствуют, что добавки титина, циркония и марганца существенно тормозят скорость растворения остаточной ß-фазы. Возможно, это происходит в связи с внедре­ нием атомов этих металлов в решетку алюминия, что ведет к огра­

переходных металлов в алюминии, изучалось влияние продол­ жительности гомогенизации и последующей закалки на измене­ ние тонкой структуры и механических свойств сплава.

В сплавах с добавками титана и циркония с увеличением продолжительности гомогенизации наблюдается повышение пре­ дела текучести при некотором снижении пластичности. В спла­ вах, содержащих марганец, с увеличением продолжительности гомогенизации повышение предела текучести сопровождается резким падением пластичности (табл. 20).

Тот факт, что в двойной системе AI—Mg такого прироста прочностных свойств не наблюдается, дает возможность предпо­ ложить, что указанные добавки (титан, цирконий, марганец) спо­ собствуют повышению этих свойств вследствие дополнительного распада а-твердого раствора тугоплавких элементов в алюминии.

Теоретически можно допустить, что насыщение решетки алю­ миния магнием и искажения ее при этом могут вызвать выделе­ ние третьего компонента, а именно мелкодисперсных выделений интерметаллических фаз A l 3 T i , Al3 Zr, Al„Mn и др.

Исследование изменения тонкой структуры гомогенизирован­ ных и закаленных сплавов подтвердило, что действительно при тем-

108

ляция дисперсных выделений марганца в алюминии и увеличива­

Итак, введение в сплав добавок переходных металлов повы­ шает прочностные характеристики сплавов, однако замедляет скорость процессов гомогенизации за счет торможения процес­ сов диффузии магния в алюминии.

При введении указанных элементов необходимо выбирать продолжительность гомогенизации с таким расчетом, чтобы она