книги из ГПНТБ / Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях

После того как в кристалле практически исчерпан запас пла­ стичности по одной системе полос скольжения, возникает вторая система полос скольжения преимущественно вблизи от границ зерен, расположенная под определенным углом к первой си­ стеме.

В том случае, если ориентация зерна благоприятна по отноше­ нию к оси растяжения, то в зерне возникает сначала одна система полос скольжения, затем вторая система, и лишь потом происхо­ дит искривление полос скольжения внутри зерен как следствие дальнейшей деформации.

Типичным для малолегированных сплавов, так же как и для чистого алюминия, является неравномерность протекания пласти­ ческой деформации, проявляющейся в отсутствии полос скольже­ ния в отдельных зернах до значительных степеней деформации образца.

В сравнении с чистым алюминием здесь наблюдается уменьше­ ние расстояний между следами скольжения, что согласуется с дан­ ными работы [107] о том, что введение 1 % магния приводит к умень­ шению расстояния между следами скольжения в 8—10 раз.

Измерение локальной деформации отдельных участков мало­ легированных сплавов алюминия с магнием при непрерывном рас­ тяжении свидетельствует о том, что, так же как в чистом алюминии, в однородных твердых растворах очаги повышенной деформации, приводящие к повреждаемости, зарождаются на самых начальных степенях деформации и не перераспределяются в процессе дефор­ мации.

До деформации, близкой к разрушению образца, в отличие от алюминия в объеме зерен не наблюдается трещин, разрешаемых как оптически, так и электронно-микроскопическими методами. Уже при 1,5% магния характер разрушения сплава — твердого раствора — меняется: разрушение носит интеркристаллический характер в отличие от транскристаллического у чистого алюминия (ср. рис. 11, б и 20, б). Это свидетельствует о том, что вследствие упрочнения объема зерна за счет легирования границы в литом сплаве становятся относительно более слабым структурным эле­ ментом.

Изменение деформационного рельефа при пластической де­ формации литых сплавов, представляющих собой пересыщенные твердые растворы магния в алюминии (6—15% магния), показано на примере сплава AI—9,5% Mg, обладающего оптимальным соче­ танием прочностных и пластических характеристик. Разрушению этого сплава также предшествует значительная пластическая де­ формация матрицы твердого раствора (рис. 21). После прохожде­ ния упругой деформации по достижении предела текучести об­ разца в большинстве случаев наблюдается пластическая деформа­ ция по одной либо двум системам скольяхения. Так же как и в од­ нородных твердых растворах, имеют место провороты зерен при равных степенях средней деформации, но на меньший угол. Ис-

40

кривление полос скольжения наблюдается значительно реже, так как этому препятствует упрочнение зерна за счет легирования.

Как и в случае малолегированных сплавов, при наличии мало­ угловых границ полосы скольжения могут переходить из одного зерна в другое.

Исследование микрорельефа (рис. 21, а) свидетельствует, что даже при такой высокой степени легирования (9,5% Mg) наблю­ дается, как в чистом алюминии и малолегированных твердых рас­ творах, отсутствие видимых полос скольжения в отдельных зернах при оптических увеличениях. Но электронно-микроскопические исследования тонкой структуры сплава (рис. 21, б) показывают,

При деформации, близкой к разрушению, наблюдаются зарож­ дение и рост интеркристаллитных трещин, разрешаемых оптиче­ ским путем (рис. 21, б). Но в отличие от малолегированных сплавов трещины имеют более хрупкий характер. Такой характер раз­ рушения свидетельствует о том, что границы зерен становятся не только более слабым структурным элементом, но и охрупчиваются за счет распада а-твердого раствора, ускоряемого деформи­ рованием, более интенсивно проходящим в пограничных областях. Указанный преимущественный распад по границам наблюдался рядом исследователей.

Несмотря на то, что разрушение этого сплава происходит при такой же степени средней пластической деформации, как и мало­ легированных сплавов алюминия с магнием (табл. 4), необходимо учитывать, что средняя деформация складывается из суммы де­ формаций: деформации (1), обусловленной течением металла, и деформации (2), связанной с раскрытием трещин. В высоколеги­ рованных твердых растворах вклад деформации, выражаемый зна­ чениями удлинений, связанной с раскрытием трещин, более зна­ чителен.

Ранее отмечалось, что чем более неоднородно протекает пла­ стическая деформация, тем благоприятнее условия для зарожде­ ния и развития субмикроскопических трещин в участках с макси­ мальной деформацией.

С увеличением степени легирования неоднородность проте­ кания пластической деформации уменьшается, однако и при со­ держании в сплаве 9,5% магния колебания значений ел о к на началь­ ных стадиях пластической деформации, когда еще не наблюдается зародышевых трещин, весьма значительны. На рис. 22 приведен

41

стяжения 10—15% и сжатия до 5—8%. Наличие участков сжатия объясняется как формоизменением отдельных зерен при деформи­ ровании (рис. 23), так и межзеренным перемещением.

Колебания локальных деформаций сплава AI—9,5% Mg при разных степенях средней пластической деформации (рис. 24) сви­ детельствуют, что в отличие от чистого алюминия и однородных твердых растворов в этом случае наблюдается перераспределе­ ние в процессе деформирования очагов повышенной пластической деформации. Видимо, в пересыщенном твердом растворе на началь­ ных стадиях пластической деформации происходит упрочнение металла в участках с начальной повышенной еІ О К , которое препят­ ствует дальнейшему протеканию пластической деформации в этих участках, и только при локальной деформации, превышающей 30—35%, при которой образуются зародышевые микротрещины, пластическая деформация локализуется в них, приводя к разруше­ нию образца. Это предположение подтверждается тем, что с уве­ личением средней пластической деформации образцов колебания локальной пластической деформации между близлежащими уча­ стками в литом сплаве увеличиваются.

Количественная оценка микронеоднородности протекания пла­ стической деформации, проведенная по ~ 500 точкам для литого

43

на сопротивляются протеканию процессов межзеренной деформа­ ции. Это способствует концентрации напряжений, особенно в ме­ стах стыка трех зерен, и ускоряет зарождение трещин.

С момента возникновения трещин дальнейшее увеличение от­ носительного удлинения образца AI—12% Mg идет преимущест­ венно не за счет пластической деформации матрицы, а за счет рас­ крытия трещин.

Ниже показана кинетика изменения локальной пластической деформации двух участков одного и того же образца сплава AI — 12% Mg, на одном из которых пластическая деформация протекала без образования оптических видимых трещин, на втором — с об­ разованием микротрещин. Из приведенных данных видно, что после образования трещин на втором участке прирост пластиче­ ской деформации опережает среднюю деформацию образца, а на первом участке — отстает.

Действительно, анализ данных, полученных для разрушаю­ щего напряжения, времени до разрушения (рис. 26) и работы раз­ рушения (см. ниже) литых образцов сплавов с разным содержанием магния, свидетельствует, что, несмотря на увеличение прочностных свойств в них, наблюдается падение времени до разрушения. В связи с этим работа разрушения имеет четкий максимум, соответ­ ствующий содержанию магния 8—9,5%. Особенно ясно это наблю­ дается при замедленных скоростях деформирования.

Работа разрушения литых сплавов алюминия с разным содер­

Таким образом, в литых однородных твердых растворах, как |~и в чистом алюминии, участки повышенной пластической дефор­ мации возникают на ранней стадии деформирования и, не перерас­ пределяясь в процессе дальнейшего деформирования, приводят

кпоявлению в этих местах зародышевых трещин.

Впересыщенных твердых растворах в процессе деформирова­ ния до момента образования трещин происходит перераспределение участков повышенной пластической деформации. С момента возник­ новения трещин пластическая деформация локализуется в участках,

в которых возникли трещины. В связи с этим при дальней­ шем растяжении образцов прирост удлинения происходит пре­ имущественно за счет раскрытия трещин и тем больше, чем выше степень легирования.

44

Рис . 26. Изменение разрушаю ­ щего напряжения (1) и времени до разрушения (2) в за­ висимости от содержания маг­ ния в сплаве. Скорость дефор­ мирования 2 -10~б м/сек

В литых сплавах системы AI—Mg зарождение трещин проис­ ходит в отличие от чистого алюминия по границам зерен при ло­ кальных деформациях свыше 25—30% [130].

Чем больше степень легирования алюминия, тем активнее гра­ ницы зерен способствуют процессу распространения трещин.

Необходимо подчеркнуть, что в литых сплавах, представляю­ щих собой твердые растворы, так же как и в чистом алюминии, отсут­ ствуют структурные составляющие, в которых могут зарождаться оптически видимые трещины на ранних стадиях пластической де­ формации.

Деформированные сплавы

Исследование влияния структуры деформированных сплавов на протекание и особенности процесса пластической деформации изу­ чалось на примере сплава AI—6 % Mg. В этом сплаве содержание магния соответствует максимальному содержанию его в промыш­ ленных алюминиевых деформируемых сплавах.

Исследование деформационного микрорельефа (рис. 27) по­ казывает, что процесс пластической деформации в этом случае характеризуется образованием деформационных складок и наплы­ вов, свидетельствующих о высокой вязкости матрицы. Образова­ ние грубых полос скольжения происходит по достижении напря­ жений, равных пределу текучести образца, аналогично литым спла­ вам.

В отличие от литого сплава с тем же содержанием магния, де­ формационные складки преимущественно образуются по объему зерен, в то время как по границам зерен деформация протекает значительно слабее, чем в литом сплаве (что будет подробно по­ казано ниже). Это объясняется тем, что в рекристаллизованном сплаве границы зерен более прочны, чем объем зерна. Разрушение сплава имеет преимущественно транскристаллический характер.

Электронно-микроскопические исследования, проведенные для дополнительного изучения изменения тонкой структуры деформа­ ционного микрорельефа, показали, что следы скольжения возни­ кают в основном в участках, где не наблюдается распада а-твердого

45

раствора (рис. 27, а). В участках, где произошел распад а-твердого раствора, следы скольжения очень тонкие и короткие. В этом, в частности, и проявляется упрочняющее действие магния при дисперсионном твердении.

Субмикротрещины наблюдаются внутри зерен только при сте­ пенях деформации, близких к разрушению ( е е р = 10—15 %), и распространяются вдоль полос скольжения (рис. 27, б).

Необходимо отметить, что, так же как и в литых пересыщенных AI—Mg твердых растворах, участки повышенной деформации, приводящие к повреждаемости, перераспределяются в процессе деформации (рис. 28), что объясняется наличием деформационного упрочнения металла в этих участках.

Количественная оценка микронеоднородности протекания пла­ стической деформации, проведенная для деформированного сплава AI—6% Mg, не выявила зависимости изменения ас к от ес р , что и показано ниже.

Приведенные данные показывают, что процесс развития и рас­ пространения субмикротрещин в этом случае идет замедленно

46

вплоть до образования магистральных трещин, видимых при оп­ тических увеличениях, т. е. в деформированном, рекристаллизованном материале отсутствуют структурные факторы (границы зерен в литом сплаве), ослабляющие материал и способствующие его преждевременному разрушению.

Итак, в деформированном и рекристаллизованном сплаве A I — 6 % Mg, так же как и в литых сплавах — пересыщенных твердых

полосам скольжения, и разрушение имеет транскристаллический характер.

ВЛИЯНИЕ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ

Для установления влияния структуры на особенности протекания пластической деформации и разрушения при повышенных темпе­ ратурах в сравнении с комнатной исследовались литой и деформи­ рованный сплавы AI—2,2% Си—1,6% Mg в термоупрочненном состоянии. Механические свойства сплавов приведены в табл. 4.

Систематические наблюдения за кинетикой деформации при комнатной температуре не выявили принципиального металло­ графического отличия в этом процессе менаду этими и ранее описан­ ными двойными сплавами алюминия с магнием.

Исследование деформационного микрорельефа при 300° С ли­ того и деформированного рекристаллизованного сплава показало, что деформация протекает путем сдвигового механизма, заметной миграции границ зерен при скорости растяжения 2 • 10- в м/сек не обнаружено (рис. 29). В литом сплаве деформационный микро­ рельеф характеризуется образованием деформационных складок по границам зерен и редкими отдельными полосами скольжения внутри зерна. В деформированном сплаве также наблюдается об­ разование складок по границам зерен, однако менее глубоких, чем в литом сплаве. Полосы скольжения внутри зерен более часты, чем в литом сплаве, и равномерно распределены по всему объему зерна в отличие от литого металла.

Электронно-микроскопические исследования тонкой структуры деформационного микрорельефа этих сплавов (рис. 30) показали, что в литом сплаве внутри зерен наблюдаются отдельные неглубо­ кие складки, развитию которых препятствуют продукты распада

а-твердого раствора.

Вдеформированном сплаве наблюдаются тонкие полосы сколь­ жения, которые также тормозятся продуктами распада твердого раствора, которые располагаются неравномерно, в отличие от

47

литых сплавов, в виде вытянутых участков. Это является, вероятно, следствием более интенсивного распада твердого раствора в по­ лосах скольжения, образовавшихся в процессе предварительного горячего прессования металла.

Зарождение трещин при температуре 300° С в литом сплаве — интеркристаллитное, в деформированном — зарождение трещин наблюдается как транскристаллическое, так и, несколько неожи­ данно, интеркристаллическое. Это свидетельствует о равнопроч­ ное™ в данном сплаве при 300° С объема и границ зерен. Этому, видимо, способствует охрупчивание границ вследствие коагуляции продуктов распада твердого раствора, более интенсивно проходя­ щего на границах.

Трещины, разрешаемые оптическим путем, наблюдаются при деформации, близкой к разрушению образца, преимущественно в местах стыка трех зерен, что видно на снимке деформационного микрорельефа и на микрошлифе (рис. 31).

Исследование влияния температуры на кинетику разрушения сплавов при одной и той же скорости деформирования показало, что при температуре 300° С процесс разрушения сплавов при до­ стижении максимального для сплава напряжения резко ускорен по сравнению с разрушением при 20° С (рис. 32). Такое ускорение процесса разрушения как литого, так и деформированного сплава может быть объяснено инициированием роста трещин за счет диф­ фузии вакансий.

Развитие субмикротрещин при высоких температурах проис­ ходит на порядок быстрее, чем при комнатной температуре. Это должно оказывать существенное влияние на поведение реаль­ ных сплавов в условиях повышенных температур, в частности на жаропрочность сплавов. Поэтому для работы в условиях повышен­ ных температур особенно важно иметь в структуре сплавов та­ кие составляющие, которые могут тормозить развитие трещин.

48

ЗАКОНОМЕРНОСТИ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ ДЕФОРМАЦИИ ПО ОБЪЕМУ ЗЕРЕН И ИХ ГРАНИЦАМ

Измерение локальной деформации в отдельных участках литых и деформированных сплавов показывает, что деформация проте­ кает неоднородно по границам и объему зерен. Наряду с участками границ с повышенной локальной деформацией наблюдаются участки с пониженной локальной деформацией.

Для выяснения зависимости распределения деформаций по объему зерен и приграничным областям зерен результаты измере­ ний деформаций группировали по ~500 реперным точкам в 'за­ висимости от их положения по отношению к границам зерен. Так как микроучастки, приходящиеся на границы зерен, вклю­ чают частично и приграничные области, все микроучастки вдоль реперной линии были разделены на две группы: находящиеся в объеме зерен и находящиеся на границах зерен или в пригранич­ ных областях.

Измерения проводились через 20 мкм при деформировании при комнатной температуре. Статистическая обработка получен­ ных замеров в малолегированных твердых растворах литых спла­ вов с 1,5 и 3% магния не выявила четкой зависимости распреде­ ления деформаций по объему и приграничным областям.

Статистическая обработка полученных замеров в пересыщен­ ных твердых растворах (на примере литого сплава AI—9,5% Mg) показала, что распределение деформаций по объему зерен характе­ ризуется меньшим разбросом деформаций по различным микро­ участкам, чем по приграничным областям.

Вычисления среднеквадратичного отклонения локальных де­ формаций по границам и объему зерен в сплаве AI — 9,5% Mg показаны ниже и свидетельствуют, что з е т границ больше о с х объема зерен.

Это подтверждает высказанную ранее мысль, что повышение степени легирования а-твердого раствора литых сплавов приводит к повышению неоднородности протекания пластической деформа­ ции по границам зерна по сравнению с объемом зерен, облегчая зарождение трещин по границам.

В деформированных сплавах, как в горячекатаных (AI—6% Mg), так и в закаленных и искусственно состаренных (AI—2,2% Си—1,6% Mg), распределение неоднородности протекания дефор­ мации меняется. Распределение деформаций по объему зерен ха­ рактеризуется несколько большими значениями, чем по границам (табл. 5), хотя абсолютные значения локальных деформаций в де­ формированных сплавах в два раза ниже, чем в литых сплавах,

4 Разрушение алюминиевых сплавив