книги из ГПНТБ / Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях

логичную приварке. При использовании метода контактного элек­ тронагрева образцов возникает неравномерное распределение температуры по его длине, связанное с охлаждением головок образцов захватами растягивающего устройства.

Было установлено, что протяженность зоны образца с равно­ мерным прогревом, характеризуемым колебанием температуры не выше +0,5%, находится при температурах до 500° С в пре­ делах 30 мм. Это обусловило выбор рабочей базы образца дли­ ной 30 мм при измерениях общей деформации в процессе испыта­ ния. Экспериментально было установлено, что в условиях сравни­ тельно равномерной деформации образца из алюминиевых сплавов градиент температуры по его длине практически не меняется вплоть до образования шейки или разрушения образца. Исследо­ вание строения и свойств материалов при повышенных темпера­ турах в установке ИМАШ-5С-65 проводилось в вакууме.

Для алюминия и его сплавов видимое окисление отсутствует уже при разряжении 1 - Ю - 4 мм рт. ст. (что установлено в настоя­ щей работе опытным путем).

Но характерной особенностью, проявляющейся при нагреве образцов в вакууме, следует считать избирательное испарение

споверхности образцов. Несмотря на малую упругость паров диссоциации алюминия и его сплавов, при проведении исследова­ ний при температурах, близких к солидусу, наблюдается избира­ тельное испарение отдельных структурных составляющих и в связи

сэтим изменение наблюдаемой структуры. Это необходимо учи­ тывать при оценке структурных изменений. Поэтому для устра­ нения структурных изменений при высоких температурах к су­ ществующим сегодня моделям серийных установок ИМАШ-5С-65 нами была изготовлена приставка для очистки и подачи в рабочую камеру инертных газов. В наших опытах в качестве инертного

газа применялся химически чистый аргон.

Р и с . 2. Схема приспособления для крепления термопар к об­ разцу

20

Регистрация результатов испытаний

Определение усилий, возникающих при растяжении исследуе­ мых образцов, производили тензометрическим методом. Точность

риала ЭИ486 одно деление шкалы реохорда прибора соответствует 2,0 кГ нагрузки. Поскольку максимальная погрешность измерения на приборе ИСД-3 не превышает +0,5 деления, то точность изме­ рения усилий, возникающих в испытуемом образце при его растя-

при изучении кинетики разрушения строились диаграммы раз­

ввиду того, что после возникновения трещин средняя деформация складывается из суммы удлинения, вызванного пластической де­ формацией материала, и удлинением, обусловленным раскрытием трещин. В этом случае удлинение, обусловленное раскрытием трещин, маскирует происходящие в металле изменения структуры в зависимости от приложенного напряжения при изучении диа­ грамм разрушения в координатах напряжение—деформация.

В процессе проведения экспериментов периодически определя­ лась как общая деформация рабочей зоны, так и локальная де­ формация выбранных участков или отдельных структурных со­ ставляющих. Общая и локальная деформации определялись как относительное удлинение вдоль направления растяжения. Общая деформация — на участке 30 мм, локальная деформация — на участках 20, 50, 100 либо 500 мкм.

Определение деформации производилось с помощью измерения расстояния между контрольными реперными точками. На поверх­ ности электрополированного образца вдоль направления растя­ жения уколами алмазной пирамиды на приборе ПМТ-3 наносились реиерные точки на вышеуказанном расстоянии друг от друга при нагрузке 1—10 Г, обеспечивающей минимальный размер отпе­ чатка во избежание искажения структуры сплавов. Для выявле­ ния закономерностей изменения структуры в процессе деформи­ рования на одном образце наносили 3—5 реперных линий. Каждая из них состояла из 30—40 точек.

ственно в установке ИМАШ-5С-65 с помощью стрелочного инди­ катора с ценой деления 0,005 мм. Второй способ — фотографи­ рование изучаемой зоны в процессе растяжения и последующее определение изменения расстояний между отдельными репер-

2t

Р и с . 3. Приспособление для разметки образцов

ными точками. После снятия нагрузки относительная деформация на исследуемых участках определялась с помощью при бора ПМТ-3 (х485) . Общая и локальная деформация подсчитывалась по формуле

в = Ц = і п . 1 0 0 % , 'о

где 10 — исходный замер между контрольными отпечатками; If — расстояние между отпечатками в данный момент измерения.

Для выполнения трудоемкой операции по нанесению реперных точек и измерению расстояний между ними было изготовлено специальное приспособление к прибору ПМТ-3, которое позво­ ляет зафиксировать и быстро найти наблюдаемый участок (рис. 3). Приспособление устанавливается с помощью двух штиф­ тов на предметном столике прибора ПМТ-3. С помощью двух других штифтов (один из них неподвижен) закрепляется в исход­ ном или растянутом состоянии. Образец строго фиксирован отно­ сительно микрометрических винтов, что позволяет наносить отпе­ чатки микротвердости строго параллельно или перпендику­ лярно оси образца. Наблюдения за изменениями, происходящими в микроструктуре металла в процессе проводимых испытаний, проводились визуально с помощью микроскопа МВТ при уве­ личениях до 400. Фиксирование определенных участков поверх-

22

ности образца выполнялось с помощью отпечатков алмазной пирамиды, предварительно нанесенных на поверхность образца на приборе ПМТ-3 с помощью приспособления, показанного на рис. 3. Наблюдение и фотографирование микроструктуры осу­ ществлялись через определенные промежутки времени, которые зависели от продолжительности испытаний и кинетики микро­ структурных изменений в процессе деформации.

Дополнительное изучение структуры в исходном состоянии и после деформирования проводилось обычным способом при увеличениях до 1850 на микроскопе МИМ-8М.

В ряде случаев проводилось изучение тонкой структуры де­ формационного микрорельефа на электронном микроскопе УЭМВ100В с помощью оксидных и угольных реплик.

Поверхность деформированных образцов, с которой снимались реплики, не подвергалась травлению.

Исследование макроструктуры алюминиевых сплавов

спомощью установки ИМАШ-5С-65

Внастоящее время имеется два основных способа контроля макро­ структуры алюминиевых сплавов. Первый способ — изучение макроструктуры полированной и протравленной плоскости раз­ реза. Второй способ — изучение излома металла, полученного ударом либо растяжением. В изломе или на макрошлифе изучае­ мых образцов можно наблюдать картину, которая дает пред­ ставление о кристаллическом строении металла; по ним можно судить об особенностях литья и выявлять пороки металлурги­

ческого происхождения. Недостаток этого способа заключается в том, что изломы сравниваемых металлов образуются при раз­ личных степенях деформации и разных напряжениях, что не позволяет в ряде случаев получить достаточно сравнимые ре­ зультаты. Кроме того, фрактографический излом обычно изу­ чается при комнатной температуре и не дает представления о ре­ альной структуре металла при повышенных температурах, не

Выбранный нами способ исследования макроструктуры алю­ миниевых сплавов, отличающихся сравнительно крупным зер­ ном, с помощью установки ИМАШ-5С-65 в процессе их деформа­ ции в широком интервале температур заключается в создании и изучении образующегося при растяжении на полированной поверхности образца деформационного макрорельефа. Этот спо­ соб позволяет сравнивать поведение различных материалов, вопервых, при одинаковых рабочих температурах, во-вторых, при одинаковых степенях деформирования либо под действием оди­ наковых напряжений. При этом оцениваются неоднородность протекания пластической деформации, изменение формы и вели­ чины зерен в процессе деформации и вид окончательного излома.

23

На рис. 4, 5 приведены для сравнения вид изломов и макрорельефы образцов сплава AI—9,5% Mg без добавок и с добавкой циркония, введенного из лигатуры и солей. Преимущество этого способа перед другими способами исследования макроструктуры заклю­ чается в большей наглядности проведения исследований, а также в возможности проведения оценки однородности и неоднород­ ности протекания пластической деформации и изменений макро­ структуры, связанных с фрагментацией зерен, рекристаллиза­ цией при повышенных температурах и т. д. Контроль макро­ структуры осуществляется путем фотографирования изменения макрорельефа поверхности образцов при заданных степенях деформации либо напряжениях в широком интервале температур. Все наблюдаемые изменения макрорельефа поверхности люгут фиксироваться как в процессе испытания на установке ИМАШ- 5С-65, так и после снятия прикладываемой нагрузки, в случае отсутствия структурных или фазовых превращений при охла­ ждении образцов.

ВЫБОР ТЕМПЕРАТУРЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Большинство конструкций, изготовленных из алюминиевых спла­ вов, работает при температурах, не превышающих 300° С. Поэтому первоочередной интерес представляет изучение поведения этих сплавов в условиях деформирования в интервале температур от 20 до 300° С.

Известно, что при повышении температуры испытания меха­

ратурах и низких скоростях деформации, разрушаются интеркристаллически. В настоящей работе температура перехода транскри­ сталлического разрушения в интеркристаллическое (эквикогезив пая температура) для чистого алюминия и жаропрочного алюми­

Результаты исследования показали, что эквикогезивяая тем­ пература для чистого алюминия равна 360—370° С (рис. 6, а, б),

адля сложнолегированного жаропрочного деформированного

алюминиевого сплава АК4-1 — 320—330° С (рис. 6, в, г). В связи с тем, что максимальная рабочая температура большинства жаро­ прочных алюминиевых сплавов не превышает 300° С и механизм

24

ВЫБОР СКОРОСТИ ДЕФОРМИРОВАНИЯ

Трудности непосредственного наблюдения за изменением струк­ туры сплавов при высоких скоростях деформирования не позво­ ляют наблюдать последовательность и механизм разрушения сплавов и, следовательно, затрудняют выбор сплавов с наиболее подходящей для данных условий работы структурой.

Как указано в введении, в литературе почти не имеется экспе­ риментальных данных о распространении трещин в алюминиевых сплавах в зависимости от скорости деформирования. Это потре­ бовало проведения исследований по выяснению возможности оценки характера разрушения алюминиевых сплавов при высо­ ких и медленных скоростях деформирования по характеру раз­ рушения при скоростях деформирования, удобных для исследо­ вания.

Исследования проводили на сплавах в литом состоянии, так как литейные алюминиевые сплавы обладают, как правило, меньшей пластичностью, чем деформируемые, и, следовательно, более склонны к хрупкому разрушению. Полученные закономер­ ности подтверждались на деформируемых сплавах.

Для исследования были выбраны три литых сплава, резко отли­ чающиеся по характеру упрочнения легирующими элементами: 1) эвтектический сплав — силумин Ал4, характеризующийся низ­ кой пластичностью; 2) сплав типа магналий марки Ал27-1, пред­ ставляющий собой пересыщенный твердый раствор магния в алю­ минии в состоянии закалки, характеризующийся высокой проч­ ностью; 3) малолегированный алюминиевый сплав типа АМц, характеризующийся высокой пластичностью. Химический состав их указан в табл. 2.

Исследования влияния скорости деформирования на харак­ тер разрушения выбранных сплавов проводились при следующих

25

ограничивалась возможностью применяемой установки, мини­

дованных скоростях деформирования зарождение трещин на­ блюдается в местах залегания фазы AlSiFe. Известно, что эта фаза не имеет когерентной связи с окружающей ее матрицей и обладает сравнительно высокой хрупкостью. Напряжения вы­ зывают зарождение микротрещин на границе между фазой и матрицей, причем приложенные напряжения не вызывают за­ метной пластической деформации матрицы, о чем свидетельствуют отсутствие линий сдвига внутри зерен и незначительная (по­ рядка 1—2%) в момент разрушения локальная деформация мат­ рицы. Относительное удлинение образца в момент разрыва со­ ставляет 3—4% и может быть отнесено за счет деформации при раскрытии трещин. Сопоставление структур рис. 7 свидетель­ ствует, что характер зарождения трещин принципиально одина­ ков при всех скоростях нагружения.

На рис. 7, б, д показана структура сплава Ал27-1. В этом сплаве в начальный период " нагружения наблюдается пласти­ ческая деформация матрицы твердого раствора. Наличие линий сдвига и заметное относительное удлинение образцов к моменту разрыва (15—20%) это подтверждают. В данном случае зарожде­ ние трещин происходит по границам зерен. Таким образом, и в этом сплаве, менее гетерогенном, чем сплав Ал4, характер за­ рождения трещин в сплаве качественно не зависит от скорости деформации.

На рис. 7, в, е показана структура литого сплава типа АМц при различных скоростях деформирования. Зарождению трещин в этом сплаве предшествует значительная пластическая деформа­ ция матрицы (твердого раствора), причем до момента возникнове­ ния трещин наблюдается образование нескольких систем линий скольжения внутри зерен. Относительное удлинение образцов достигает 23—27%. Зарождение трещин происходило по грани­ цам зерен. Характер разрушения образцов и в этом случае ка­ чественно не меняется от скорости деформирования.

Таким образом, результаты проведенных испытаний показали, что характер разрушения исследованных литейных алюминиевых сплавов в широком диапазоне скоростей деформирования ка­ чественно не зависит от скорости деформирования и, следова­ тельно, процессы зарождения и развития трещин в сплавах при деформировании растяжением можно качественно оценивать по результатам исследований, полученных при стандартных ско-

26

ростях испытаний, либо при скоростях, удобных для исследова­ ния процессов деформирования. Сравнительная количественная оценка склонности алюминиевых сплавов Ал4, Ал27-1 и АМц к хрупкому разрушению была произведена по результатам испы­ таний при скоростях деформирования 0 , 8 - Ю - 5 и 1,2 * Ю - 3 м/сек.

г. сек

Рис. 8. Кинетические кривые разрушения алюминиевых сплавов при ско­ рости деформирования 0,8-10"? м/сек

1 — сплав Ал4; 2 — Ал27-1; 3 — литой сплав АМц. Начало разрушения пока­ зано стрелкой

имосвязь между напряжением, прикладываемым к образцу, и

нии 250 определяли момент зарождения микротрещин на поверх­ ности образца и наблюдали дальнейшее их развитие. На рис. 8 этот момент отмечен стрелками. При деформировании сплава Ал4 распространение трещин после ее зарождения при достижении максимального напряжения происходит практически мгновенно.

При деформировании сплава Ал27-1 зарождение трещин про­ исходит при напряжениях ниже максимального, затем следует сравнительно короткий по времени деформации участок, на ко­ тором происходит увеличение напряжения. В это время про­ исходит подрастание трещин до критического размера. Следую­

при этом наблюдаются падение напряжения и разрушение образца.

При деформировании литого сплава типа АМц зародыши трещин также наблюдаются при достижении напряжения, не­ сколько превышающего предел текучести, однако дальнейшая деформация длительное время протекает без заметного снижения напряжения, что свидетельствует о том, что процесс деформации

27

продолжает осуществляться за счет деформирования самих зерен, а не за счет раскрытия трещин. Процесс последующего слияния микротрещин в так называемые «магистральные» трещины про­ текает в этом случае замедленно, и только после длительного промежутка времени наблюдается постепенное падение напряже­ ния (при этом происходит образование «магистральных» трещин и затем разрушение образца). Аналогичные испытания проводили при скорости деформирования 1,2-10~3 мм/час. Так как при этой скорости разрушение образцов происходит за несколько секунд, а на применяемом нами оборудовании экспериментально трудно точно зарегистрировать напряжения разрушения, то на рис. 9 приводится только время от момента приложения нагрузки к образцу до разрушения исследуемых сплавов. При этой ско­ рости деформирования наблюдается то же соотношение между зарождением и распространением трещин в образце, как и при исследовании со скоростью деформирования 0 , 8 - Ю - 5 м/сек, т. е. в 150 раз меньшей. Аналогичные результаты были подтверждены исследованиями, проведенными на деформируемых промышлен­ ных сплавах АМгб, АК4-1, Д16 (рис. 10).

Полученные данные свидетельствуют, что при комнатной тем­ пературе качественную и сравнительную количественную оценки характера зарождения и развития трещин, напряжения разру­ шения и продолжительности развития трещин до полного раз­ рушения образцов можно получить, исследуя сплавы при одной выбранной скорости деформирования.

Выбор оптимальной скорости деформирования для проведения исследований

Так как характер разрушения алюминиевых сплавов в исследуе­ мом интервале скоростей деформирования от 2 , 0 - Ю - 8 до 1,2-Ю- 3 м/сек качественно не зависит от скорости деформирова­ ния, то, следовательно, можно сравнительно оценивать характер разрушения сплавов при высоких и низких скоростях деформиро­ вания по результатам испытания при скорости, удобной для исследования.

Наиболее удобной для исследования алюминиевых сплавов оказалась скорость 2• 10- 6 м/сек или 15%/час, так как при этой скорости нагружение идет достаточно ' медленно, чтобы успеть зафиксировать с помощью фотографирования изменение струк­ туры во времени, установить взаимосвязь структуры и прило­ женного напряжения, а также измерить локальную деформацию образцов в процессе опыта.

Кроме выбранной скорости для исследования влияния ско­ рости деформирования на изменение количественных параметров, характеризующих свойства материала при одноосном растяже­ нии (напряжение разрушения сплава, время до разрушения, работа разрушения и др.), которые могут зависеть от времени

28

действия растягивающих напряжений, исследования проводились

быть порядка нескольких сотен часов, что позволяет с определен­ ной степенью приближения моделировать условия, в которых находится материал при эксплуатации.

ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОСТЬ ПРОВЕДЕНИЯ ИСПЫТАНИЙ НА УСТАНОВКЕ ИМАШ-5С-65

Проведение дальнейших исследований по вышеописанным методи­ кам заключалось в выборе характерной микроструктуры алюми­ ния и сплавов и в последующем изучении изменений деформацион­ ного микрорельефа этой структуры в процессе пластической деформации при растяжении.

При этом процесс возникновения линий скольжения и микро­ трещин фиксировался как визуально, так и путем фотографирова­ ния, и устанавливались те структурные составляющие, в которых

тер дальнейшего развития указанных трещин. Оценивалась не­ равномерность протекания пластической деформации микро­ объемов металла, при которой происходит образование трещин критического размера, а также общая деформация рабочей части образца в указанный момент.

Выявлялась зависимость приведенных выше явлений от при­ кладываемого напряжения, скорости нагружения и температуры. При этом определялось изменение напряжения в процессе растя­ жения образцов, напряжение, при котором происходит образо­ вание оптически разрешаемых трещин, а также определялось и сравнивалось для исследуемых сплавов время от момента воз­ никновения оптически видимых трещин до окончательного раз­ рушения.

Результаты этих наблюдений оформлялись в виде гра­ фиков изменения локальной деформации контрольных участков образца и кинетических кривых изменения напряжения во вре­

С целью установления влияния состава и структурных состав­ ляющих на разрушение сложнолегированных алюминиевых спла­ вов систем AI—Mg и Al—Си—Mg исследование проводилось по разработанной методике в следующей последовательности.

29