книги из ГПНТБ / Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях

т. е. деформация в деформированных сплавах протекает более однородно.

Это подтверждает результаты металлографических наблюде­ ний о том, что в деформированных сплавах системы AI—Mg при комнатной температуре, в отличие от литых сплавов, зарождение трещин более вероятно по объему зерен, а в сплавах системы A I — Си—Mg после соответствующей термообработки зарождение их ч | равновероятно как по объему, так и по границам зерен.

Сопоставление характера разрушения литых и деформирован­ ных алюминиевых сплавов, представляющих собой однородные и пересыщенные твердые растворы, в зависимости от их структуры

так и при повышенных температурах отсутствуют структурные со­ ставляющие, в которых могут зарождаться оптически видимые тре­ щины на ранних стадиях пластической деформации.

2. В однородных твердых растворах при комнатной темпера­ туре, как и в чистом алюминии, участки повышенной пласти­ ческой деформации возникают на ранней стадии растяжения и, не перераспределяясь в процессе дальнейшего деформирования, при­ водят к появлению в этих местах зародышевых интеркристаллитных трещин.

В пересыщенных твердых растворах в процессе деформирова ния до момента образования трещин происходит перераспределе­ ние участков повышенной пластической деформации. Это способ­ ствует повышению работоспособности (работы зарождения трещин) сплавов, матрица которых представляет собой высоколегирован­ ные твердые растворы. Однако с момента возникновения трещин прирост удлинения происходит за счет раскрытия трещин тем больше, чем выше степень легирования. Это повышает хрупкость разрушения сплава.

3. Относительная деформация материала после возникновения трещин складывается из суммы относительной деформации, свя­ занной с пластической деформацией матрицы, и относительной деформации, связанной с раскрытием трещин(ео б щ % = е М І І т р + г т р е щ ) .

50

Глава V. БИНАРНЫЕ СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ

С ЭЛЕМЕНТАМИ ПЕРЕХОДНЫХ ГРУПП

Согласно А. А. Бочвару [36], одним из путей повышения рабочей температуры алюминиевых сплавов является упрочнение сплавов дисперсными выделениями тугоплавких фаз, устойчивых при вы­ соких температурах. Фазы, отвечающие указанному требованию, образуются при легировании алюминиевых сплавов элементами переходных групп.

Кроме целей упрочнения, элементы переходных групп вво­ дятся в алюминиевые сплавы и для модифицирования структуры [108].

К числу металлов переходных групп, наиболее часто исполь­ зуемых для легирования и модифицирования алюминиевых спла­ вов, относятся титан, цирконий, марганец, железо, никель, хром и молибден. При обычных скоростях кристаллизации раствори­ мость металлов переходных групп в алюминии невелика, поэтому уже при содержании нескольких десятых долей процента в струк­ туре сплавов наблюдаются металлические соединения, которые могут выделяться в виде эвтектической смеси или первичных кристаллов (А13 Ті, Al3 Zr, А15Мо, A l 8 N i , Al3 Fe, Al 6 Mn, А17Сг и др.). При этом в структуре сплавов появляются кристаллы интерметаллидов, которые имеют твердость много выше твердости а-твердого раствора [131]. Несомненно, появление в структуре сплавов кри­ сталлов интерметаллидов оказывает влияние на процессы проте­ кания пластической деформации и характер разрушения сплавов. Однако влияние их на зарождение и развитие трещин при деформи­ ровании алюминиевых сплавов растяжением недостаточно изучено. Ряд исследователей [109,110] указывают на отрицательное влияние размера, а также формы частиц этих выделений, особенно иголь­ чатой, на литейные свойства, а также пластические и прочностные характеристики алюминиевых сплавов. Причиной снижения проч­ ностных и пластических характеристик сплавов считается как концентрация напряжений у острых граней частиц, так и образо­

Учитывая, что металлы переходных групп в большинстве слу­ чаев образуют интерметаллические соединения только с алюминием и не взаимодействуют с другими легирующими элементами в алю-

52

миниевых сплавах, поведение интерметаллидов при деформиро­ вании удобно изучать в бинарных сплавах алюминия с элементами переходных групп.

Исследуемые интерметаллические фазы могут рассматриваться как компоненты, образующие самостоятельные сплавы с алюми­ нием. Вне зависимости от состава твердого раствора алюминия тип кристаллизации избыточных фаз будет определяться типом диа­ граммы состояния алюминий—химическое соединение, и оценивать поведение фаз правомерно по их взаимодействию с алюминием. Поэтому в дальнейшем тексте используется термин «фазы, взаимо­ действующие с алюминием по эвтектическому или перитектическому типу».

Исследование поведения частиц избыточных металлических фаз в бинарных алюминиевых сплавах при деформировании ра­ стяжением и изучение влияния их на характер зарождения и раз­ вития микроскопически видимых трещин изучались в бинарных сплавах алюминия с титаном, цирконием, хромом, молибденом, марганцем, железом, и никелем. Одновременно изучалось вли­ яние формы и количества интерметаллидов в сплавах на проч­ ностные свойства при комнатной и повышенной температурах, пластичность, однородность протекания пластической деформации и работу разрушения бинарных сплавов. Полученные зависимости проверялись на некоторых сплавах, лежащих на квазибинарных разрезах систем Al—Fe—Ni и Al—Mg—Cr.

Двойные сплавы

Легирующие элементы переходных групп в зависимости от вида диаграммы состояния с алюминием можно разделить на следующие две группы: образующие системы перитектического типа и обра­ зующие системы эвтектического типа. В системах перитектического типа при обычных скоростях охлаждения сплава за переходной точкой вблизи границ предельного насыщения а-твердого раствора (но не достигая концентрации предельной растворимости легирую­ щего элемента при перитектической температуре) образуются пер­ вичные кристаллы интерметаллидов. В системах эвтектического типа эвтектическая смесь кристаллов а-твердого раствора и интерметаллидов образует* выделения по границам зерен. При содержании в сплавах легирующего элемента, близком к эвте­ ктической концентрации, и в заэвтектических сплавах наблю­ даются первичные интерметаллиды. Данные о предельной рас­ творимости изучаемых элементов переходных групп в алюминии

икритической концентрации образования первичных метал­

лических фаз в двойных диаграммах состояния приведены в табл. 6.

Химический состав исследованных бинарных сплавов и их ме­ ханические свойства в литом состоянии приведены в табл. 7.

53

Т а б л и ц а 6

Тип диаграммы состояния, растворимость и микротвердость металлических фаз в двойных сплавах алюминия с элементами переходных групп

Выбранное для изучения содержание легирующих элементов переходных групп обусловлено их максимальным содержанием в ряде современных алюминиевых сплавов.

Исследование исходной структуры бинарных сплавов в литом состоянии показало, что изучаемые сплавы представляют собой я-твердые растворы с соответственно увеличивающимся количест­ вом кристаллов избыточных интерметаллических фаз.

В сплавах, легированных титаном и цирконием, интерметаллиды А13 Ті и Al3 Zr имеют вытянутую пластинчатую форму. Раз­ меры частиц в структуре этих сплавов с одним процентом добавки достигают 200—300 мкм в длину. Располагаются частицы в мат­ рице произвольно, причем одна первично выделившаяся частица может пересекать 2—3 зерна а-твердого раствора (рис. 33, а, б). В сплаве, легированном молибденом, частицы избыточной фазы А15Мо имеют вид компактных многогранников размером до 100 мкм и располагаются преимущественно в центральной части зерен (рис. 33, в). В сплаве, легированном хромом, частицы из­ быточной фазы А17Сг имеют неправильную геометрическую форму и размеры до 200 мкм (рис. 33, г). Частицы избыточной фазы А17Сг кристаллизуются с захватом матричной фазы. Твердость захвачен­

ции легирующих элементов. Пластинки эвтектических частиц имеют размеры до 30 мкм (рис. 33, д—з). При содержании легирую­ щих элементов, близком к эвтектическому, в структуре можно наблюдать единичные первичные кристаллы этих фаз, имеющие форму ромбов размером до 100 мкм (рис. 34, а).

В сплаве, легированном марганцем, при содержании марганца 2% наблюдается по границам зерен эвтектическая смесь кристал­ лов а-твердого раствора и кристаллов фазы А16 Мп, имеющих округлую форму и размеры до 25 мкм (рис. 34, б). При содержании марганца 3% появляются первичные частицы фазы А16Мп, часто кристаллизующиеся с захватом матричной фазы и имеющие вид полых ромбов. Первичные частицы фазы А1вМп имеют размеры до 200 мкм и располагаются в матрице произвольно как внутри зерен, так и пересекая границы зерен (рис. 34, е). В частицах первичных интерметаллидов A l 3 T i , Al3 Zr, Als Mo, Al7 Cr, Al6 Mn наблюдаются микротрещины. Вероятной причиной их возникновения являются межфазные напряжения, возникающие при затвердевании и охлаж­ дении. В частицах первичных фаз Al3 Fe, A l 3 N i при тех же условиях кристаллизации трещин не обнаружено.

В структуре изучаемых сплавов с минимальным выбранным содержанием легирующих элементов (по 0,5%) наблюдалось незначительное количество единичных частиц избыточных фаз, что позволило изучать картину протекания пластической деформации

55

в а-твердых растворах. Сплавы с содержанием легирующих эле­ ментов свыше 1 % позволили оценить влияние большого количества избыточных фаз на протекание пластической деформации и разру­ шение.

Сплавы алюминий—титан

Растяжение сплава AI—0,5% Ті, в котором практически не наблю­ дается частиц первичных интерметаллидов, показало, что при 20° С характер протекания пластической деформации в нем (рис. 35. а)

маций, приведенных на характерных кривых. Колебания локаль­ ной деформации при растяжении сплава (рис. 36) свидетельствуют, что, как и в чистом алюминии, здесь наблюдается локализация деформации в некоторых участках на самых ранних стадиях де­ формации, в которых при последующей деформации и происходит развитие трещин. При этом неоднородность протекания пласти­ ческой деформации в сплаве AI—0,5% Ті заметно меньше, чем в чи-

56

стой алюминии. Этому способствует уменьшение размера зерна в сплаве вследствие модифицирующего действия титана.

При температуре 300° С деформационный микрорельеф сплава AI—0,5% Ті резко отличается от описанного выше деформацион­ ного микрорельефа чистого алюминия при той же температуре. Наблюдаются отдельные, широкие и короткие следы скольжения, пересекающие границы зерен. Характерно образование складок и наплывов на матричной фазе (рис. 35, б). Все это свидетельствует о том, что при 300° С титан эффективно влияет на повышение рав­ номерности протекания „процессов пластической деформации а-твердого раствора.

Кривые колебаний локальных деформаций (рис. 36) свидетель­ ствуют, что деформация протекает более однородно, чем в чистом алюминии. На ранних стадиях деформации, в отличие от дефор­ мирования при 20° С, не наблюдается локализации очагов повышен­ ной деформации и закрепления участков повреждаемости, приво­ дящих в дальнейшем к разрушению.

Ослабленным звеном в сплаве становятся границы зерен, за­ метная-- миграция которых наблюдается при деформировании

57

Введение в алюминий 1% титана приводит к резкому увеличе­ нию в структуре количества частиц первичной интерметаллической фазы. При комнатной температуре такое изменение структуры за­ метно не влияет на прочностные свойства сплава и на характер протекания пластической деформации. Однако при температуре 300° С кривые характерных колебаний локальной деформации

них стадиях пластической деформации (г с р =1 — 2%) наблюда­ ется резкая локализация пластической деформации в отдельных участках, в которых и происходит окончательное разрушение.

Наблюдение за изменением структуры сплава A I — 1 % Ті по­ казало, что как при 20° С, так и при 300° С при напряжениях, близ­ ких к пределу текучести сплава, и весьма незначительной пласти­ ческой деформации наблюдается хрупкое разрушение большинства самих частиц фазы А13 Ті. При этом, как показали результаты за­

Трещины в этих частицах зарождаются перпендикулярно при­ лагаемому напряжению, осколки частиц расходятся и образуют зародышевые микротрещины, проникающие в матричную фазу.

фазы А13 Ті, вызванных межфазными напряжениями в процессе затвердевания, при последующем деформировании при прило­ жении к нему напряжений порядка предела текучести мат­ рицы наблюдается хрупкое разрушение подавляющего большин­ ства указанных частиц. При комнатной температуре трещины, возникшие при разрушении частиц, вязко гаснут в матрице, об­ разуя либо одну, либо две системы грубых полос скольжения (рис. 38, а).

При температуре 300° С наблюдается облегченное распростра­ нение трещин в матрицу (рис. 38, б), чему, вероятно, способствует диффузия вакансий.

Наличие в кристаллах фазы А13Ті большого количества исход­ ных либо образовавшихся при деформировании трещин инициирует проникновение и развитие их в матрице и при дальнейшем дефор­ мировании способствует развитию магистральных трещин. Это объ­ ясняет изменение характера локальной пластической деформации в сплаве A I — 1 % Тіпри 300° С по сравнению с чистым алюминием и со сплавом AI—0,5% Ті. Участки, где происходит развитие за­ родышевых трещин, будут являться областями повышенной ло­ кальной деформации, в которых и происходит окончательное раз­ рушение.

Первичные частицы фазы А13 Ті тормозят протекание пластиче­ ской деформации, препятствуя распространению грубых полос

58

скольжения как при 20°, так и при 300" С (рис. 39). Несмотря на то, что частицы фазы А13 Ті служат источником зародышевых трещин, способствующих преждевременному разрушению сплава, их при­

ции, причем последнее может доминировать, особенно при комнат­ ной температуре. Это подтверждается данными табл. 7 о повыше­ нии прочностных свойств сплавов с увеличением легирующей добавки. Распространению трещин, образовавшихся в интерметал­ лидах, лежащих внутри зерен, препятствуют границы зерен, распо­ ложенные под большими углами к распространяющимся трещинам (рис. 40, а). Однако если частица первичной фазы расположена на границе зерна, то, как правило, в зоне пересечения частицы гра­ ницей возникает трещина, которая, облегченно распространяясь вдоль границы, ускоряет разрушение сплава (рис. 40, б).

Сплавы алюминий—цирконий

Влияние циркония на структуру и на порядок возникновения де­ формационных признаков в основном аналогично влиянию титана на протекание пластической деформации в сплавах AI—Ті. Это

ней деформации, равной 7,5%, колебания локальных деформаций

Рис. 41. Колебания локальных деформаций при растяжении сплава Al — 0,5%Zr при 300° С, измеренные через 500 мкм

Миграция границ в сплавах AI—Zr менее заметна, чем в спла­ вах алюминий—титан, однако, как и в сплавах алюминий—ти­ тан, при температуре 300° С вклад границ зерен в общую дефор­ мацию значителен. Так, при е с р = 8 % локальная деформация участ­ ков, содержащих границы зерен, составляет 10—15% (рис. 42).

Поведение кристаллов первичной фазы Al3 Zr аналогично при деформации поведению кристаллов первичной фазы А13 Ті. При на-

59