книги из ГПНТБ / Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях

структурного строения сплавов за счет возникновения зон, сво­ бодных от выделений.

В ряде случаев легирующие элементы в алюминиевые сплавы вводят в количествах, превышающих их растворимость в твер­ дом состоянии, что приводит к образованию гетерогенной струк­ туры уже в процессе кристаллизации сплавов.

При модифицировании алюминиевых сплавов используют тугоплавкие элементы, образующие частицы металлических со­ единений в жидком расплаве, служащие центрами кристаллиза­ ции. Таким образом, введение в алюминий легирующих элемен­ тов в количествах, превышающих растворимость в твердом или жидком сплаве, приводит к возникновению новых структурных составляющих. С увеличением количества легирующих элементов и их числа вероятность увеличения структурной неоднородности возрастает.

Следует отметить, что в настоящее время наблюдается тен­ денция к разработке алюминиевых сплавов с максимальной сте­ пенью пересыщения твердого раствора легирующими элементами.

ния равномерности и полноты растворения легирующих элемен­

10

ганца, хрома, ванадия, молибдена, действие которых, кроме модифицирования, сводится либо к торможению диффузионных процессов, обусловливающих распад твердых растворов, либо к образованию стабильных дисперсных продуктов распада. Учи­ тывая, что большинство элементов переходных групп малорас­ творимо в алюминии, в реальных алюминиевых сплавах за счет ликвации создаются условия для образования первичных либо эвтектических выделений металлических фаз.

Кроме вышеперечисленных элементов переходных групп в алю­ миниевые сплавы вводят железо и никель, которые практически нерастворимы в алюминии. Эти элементы вводятся с целью со­ здания сетчатых или скелетообразных включений термически стабильной второй фазы. Между этими фазами и основным метал­ лом не идут заметные процессы обмена атомами, что обеспечи­ вает упрочнение при температурах выше 0,6—0,7 Тпд [36].

Необходимо отметить, что железо присутствует в качестве

Таким образом, как свидетельствуют данные табл. 1, в про­ мышленные алюминиевые сплавы легирующие элементы вводятся в количествах, значительно превышающих их предельную рас­ творимость не только при комнатной температуре, но и при темпе­ ратуре солидуса. Это неизбежно приводит к появлению в струк­ туре сплавов новых структурных составляющих — первичных и вторичных металлических фаз.

Наряду с вышерассмотренными структурными элементами в про­ мышленных алюминиевых сплавах существенную роль могут играть поры, рыхлоты и величина зерна, обусловленные техноло­ гией производства сплавов; их отрицательное влияние на склон­ ность сплавов к преждевременному разрушению может превышать положительное действие легирования и термической обработки.

Итак, промышленные высокопрочные алюминиевые сплавы обладают, как правило, сложной гетерофазяой структурой. Это обусловливает негомогенное протекание пластической деформа­ ции в этих сплавах и оказывает влияние на процессы зарождения

иразвития трещин. Оценка влияния каждого из элементов

ВЛИЯНИЕ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ НА ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ

Пластическое разрушение под действием растягивающих на­ пряжений — один из видов разрушения металлических материа­ лов. Преждевременное разрушение пластических тел связано с неоднородностью протекания элементарных актов пластической

11

деформации, приводящих к возникновению и развитию трещин. Одним из факторов, обусловливающих неоднородность протека­ ния пластической деформации, является неоднородность струк­ туры реальных материалов. Наиболее полно в настоящее время изучен процесс протекания пластической деформации и разруніения чистых металлов и, в частности, алюминия.

Пластическая деформация в алюминии протекает преимущест­ венно путем скольжения, причем металлографическим свидетель­ ством этого является возникновение полос скольжения.

В монокристалле чистого алюминия пластическое течение

вмакроскопическом масштабе происходит при напряжениях

ниц зерен дает быстрое упрочнение, приводящее к значительному повышению предела текучести [37], что позволяет использовать чистый алюминий для практических целей.

На поверхности образца скольжение проявляется в двух видах: в виде грубых следов скольжения, выявляемых метал­ лографически, и в виде тонких следов скольжения, которые выявляются электронно-микроскопическим путем.

Впервые количество следов скольжения, образующихся при де­ формировании растяжением при различных температурах и степенях деформации, было подсчитано Мак-Лином [381. Было установлено, что вначале количество следов скольжения растет со временем, а затем становится постоянным, что соответствует

казало, что на начальной стадии растяжения магний уменьшает толщину следов скольжения и расстояние между ними, а с рос­ том деформации выравнивающее действие магния на сдвиговую

скольжения с увеличением температуры увеличивается из-за об­ легчения перехода скольжения с плоскости на плоскость, что приводит к сглаживанию некоторых следов скольжения.

что с повышением температуры и понижением скорости деформи­

12

1451, показала, что при температуре 200° С доля грубого сколь­ жения составляет от 10 до 15%.

На структурные изменения, происходящие в алюминии при де­ формировании растяжением, оказывает влияние размер зерна. Установлено, что при неизменном размере зерна на характер деформации влияют температура и степень деформации [46, 47]. Найдено, что при данной температуре и относительной деформа­ ции влияние увеличения размера зерна эквивалентно увеличе­ нию относительной деформации или уменьшению температуры. Исследование влияния размера зерна на количество следов сколь­ жения проводилось в работе [48]. Было установлено, что при де­ формации, превышающей 5%, количество следов скольжения больше в крупнозернистом алюминии. Объяснение этому явлению дано в работе [49], где показано, что когда величина зерен в ис­ пытываемых образцах меньше, чем расстояние между грубыми следами скольжения, то следов скольжения в этих зернах не на­ блюдается.

Направление полос скольжения, возникающих при деформи­ ровании одноосным растяжением поликристаллического алюми­ ния, изучалось в работе [50]. В работах [51, 52] показано, что упрочнение алюминия при пластической деформации связано с грубыми следами скольжения, причем закон изменения плот­ ности следов скольжения и коэффициента упрочнения в зависи­ мости от температуры одинаков.

При повышенных температурах с увеличением величины зерна алюминия проскальзывание по границам увеличивается [53]. Кроме проскальзывания при повышенных температурах проис­ ходит перемещение фронта границ — так называемая миграция. Миграция границ в алюминии и твердых растворах алюминия изучалась в ряде работ [54—58]. В этих работах показано, что миграция границ является фактором, повышающим пластичность алюминия и твердых растворов на его основе.

Структурным фактором, препятствующим процессам про-

.текания пластической деформации в алюминии, являются границы зерен. Роль барьерного эффекта границ при деформировании алюминия рассмотрена в работах [59, 60]. Исследование роли гра­ ниц в процессе деформирования растяжением образцов алюминия, состоящих из 2—3 кристаллов, показало, что роль границ зерен меняется с изменением условий деформирования. При боль­ ших скоростях деформирования или низкой температуре границы зерен препятствуют распространению сдвига. При высоких темпе­ ратурах или низких скоростях испытания на границах зерен имеет место значительная локализация деформации, что обуслов­ лено переходом от сдвиговой деформации к атомно-диффузион- ной, т. е. к вязкому течению.

Аналогичное влияние на процессы протекания пластической деформации оказывает и субструктура. Результаты исследования закономерностей возникновения субструктуры в алюминии при-

13

водятся в работах [61—64]. Влияние легирующих элементов на изменение субструктуры алюминия рассмотрено в работах [65—67|.

О влиянии субструктуры на ползучесть алюминия имеются разноречивые данные. Так, в работе [68] показано положитель­ ное влияние предварительной деформации на ползучесть алюми­

Исследование равномерности протекания деформации по объ­ ему поликристаллического алюминия показало, что в интервале температур от комнатной до 300° С локальная деформация у гра­ ниц зерен меньше, чем в теле зерна [70].

Пластическохму разрушению чистого алюминия под действием

в алюминии при комнатной температуре, в отличие от железа, меди и некоторых других пластичных металлов, не сопровожда­ ется образованием микропор в полосах интенсивной деформации, что объясняется тем, что деформационное упрочнение в алюми­

по границам зерен и межзеренного разрушения. Это объясняется

Разрушение чистого алюминия происходит в результате раз­ вития трещин, зарождающихся в полосах интенсивной деформа­

Введение в алюминий небольшого количества легирующих элементов изменяет характер разрушения. Транскристаллический характер разрушения меняется на интеркристаллический путем образования клиновидных трещин по границам. Так, в работе [74] показано, что уже в алюминии чистотой 99,3% наблюдается интеркристаллическое разрушение. Аналогичный характер раз­ рушения наблюдается и в ненасыщенных твердых растворах алюминия [76].

Систематические исследования протекания пластической де­ формации и характера разрушения промышленных алюминиевых сплавов, представляющих собой в большинстве случаев пере­ сыщенные твердые растворы, отсутствуют.

Исследование характера протекания пластической деформа­ ции в сплавах алюминий — медь [77, 78], алюминий — серебро [79], упрочненных зонами Гинье — Престона, показало, что, как и в чистом алюминии и ненасыщенных твердых растворах, деформация протекает путем скольжения, однако количество

14

линий скольжения, составляющих полосу скольжения, по срав­ нению с чистым алюминием уменьшается, а гомогенность рас­ пределения деформаций по объему металла возрастает. Наиболь­ шее упрочнение в пересыщенных твердых растворах наблюдается в том случае, если легирующие элементы образуют мелкодис­ персные когерентные выделения с расстоянием между ними по­

В работе [82] указанные зависимости подтверждены на примере сплава AI —2% Си. Электронно-микроскопические исследования показывают, что полосы скольжения могут проходить сквозь частицы выделений, приводя к срезу последних, либо огибать их [37]. При этом если полосы скольжения проходят через частицы, то на поверхности образца они имеют вид длинных и прямых линий, и поперечное скольжение в этом случае незначительно

[82].Разрушение полосами скольжения дисперсных частиц

нии не разрушаются. В отношении более крупных частиц вы­ делений существуют противоречивые мнения. Так, в работе [86] утверждается, что некогерентные частицы интерметаллических соединений размером несколько микрон вообще не деформиру­ ются. Однако несоответствие этому правилу наблюдалось при де­ формировании частиц ß-фазы размером около 2 мкм в сплавах системы AI — Mg при —195° С. В этом случае в частицах на­ блюдались линий скольжения [85].

Итак, данные о влиянии частиц некогерентных металличес­ ких фаз на процессы протекания пластической деформации и разрушение алюминиевых сплавов отрывочны и противоречивы.

мало влияет на вклад границ в общую деформацию в интервале температур 100—200° С. Аналогичное влияние магния подтвер­ ждается и в работе [88]. Большое влияние на скорость межзеренного скольжения оказывают режимы термической обработки. Изменение распределения дисперсных выделений ß-фазы в сплаве AI —3% Mg приводит к заметному изменению скорости межзеренного проскальзывания [89].

Исследования деформационного микрорельефа, возникающего при растяжении алюминиевых сплавов, проводились только на отдельных сплавах системы AI—Mg [90] и Al—Си—Mg [91].

Большинство исследований, посвященных изучению влияния границ зерен на неоднородность протекания пластической дефор­ мации и разрушение алюминиевых сплавов, проводилось на а-твердых растворах и не учитывало влияние примесей, неиз­ бежных в промышленных сплавах.

15

Образцы для исследования

Различные научно-исследовательские работы, связанные с изуче­ нием строения и ряда свойств металлов и сплавов при растяжении в широком интервале температур, могут осуществляться при использовании нескольких различных типов образцов, предло­ женных М. Г. Лозинским [103].

В процессе проведения экспериментов были приняты наиболее простые в изготовлении и удобные для практического применения

верхности образцов в процессе деформирования, зарождения и развития трещин в алюминии и его сплавах, была применена сле­

тельно отполированная поверхность образцов после деформации не подвергалась никаким видам травления и механической обра­ ботки для того, чтобы в максимальной степени сохранить естест­ венный вид деформационного рельефа и дефектов, образующихся при деформировании на этой поверхности. Применение травления исказило бы вид следов скольжения.

Поверхность образцов превращали в металлографический шлиф, подвергая шлифовке, полировке, затем электрополировке в электролите состава 20% НС104 , 80% С2 Н5 ОН. Режим электро­

Как показал опыт [103], самым радикальным способом крепления спая термопары к образцу для контроля температуры в установках такого типа является использование точечной электросварки, когда термопара приваривается либо сбоку образца, либо к сто­ роне, параллельной полированной поверхности. При этом объем металла, подвергающийся интенсивному нагреву в процессе

18

сварки, не превышает 1—2 мм3, и исходное структурное состояние всего объема образца практически не претерпевает изменений. Но для алюминия и его сплавов этот способ точечной приварки термопар непригоден: ни один из материалов, применяемых обычно для термопар, не дает с алюминиевыми сплавами качественного сварного соединения. В месте приварки образуются хрупкие интерметаллиды, и термопара в процессе опыта при пластической де­ формации образца отваливается от образца.

Было опробовано крепление термопары к образцу с помощью зачеканки. В центре образца в боковой поверхности высверливали два симметричных отверстия глубиной 1 мм и туда зачеканивались головки термопар. Недостаток этого способа в том, что отвер­ стия являлись концентраторами напряжений и по ним шло разрушение образца, искажая истинную картину разрушения. Кроме того, зачеканка термопары в рабочей части образца не всегда гарантирует хорошее качество контакта с образцом, так как при деформации высверленное отверстие тоже деформируется, и кон­ такт может ухудшиться либо нарушиться вовсе. Была опробована зачеканка термопары в галтель головки образца. В этом случае качество контакта термопары и образца в процессе опыта не ме­ нялось, так как деформация в основном проходит в рабочей части образца. Перепад же температур между центром образца и гал­ телью сравнительно постоянен для данного металла и данной температуры и может быть учтен с помощью поправки. Но ввиду того, что способ зачеканки термопар в образец является трудо­ емким и не всегда возможным (для малопластичных сплавов), было разработано и изготовлено стационарное приспособление в камерах установок для замера температуры в образцах, кото­ рое дает точность замеров, аналогичную той, что получается при зачеканке или приварке, но не требует зачеканки и приварки тер­

Приспособление (рис. 2) состоит из двух пластинчатых пружин, на концах которых прикреплены державки с керамическими втулками. С помощью указанных втулок осуществляется контакт термопары с образцом. Между пружинами установлен палец, на конце которого укреплено вращающееся колесо, которое пре­ пятствует прогибанию образца при испытании. Для измерения температуры до 400° С использовались проволочные хромельалюмелевые термопары диаметром 0,2 мм, выше 400° С — пла- тино-платинородиевые термопары диаметром 0,3 мм. Выводы от одной термопары подключались к регулирующему потенцио­ метру ЭПД-12, от второй термопары — к контрольному нерегу­ лируемому потенциометру, обеспечивающим контроль темпера­ туры с точностью +0,5%.

Проверка температуры нагрева различными присоединениями термопар показала, что принятый в работе способ контроля тем­ ператур с помощью приспособления обеспечивает точность, ана-