книги из ГПНТБ / Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях

пряжениях, близких к пределу текучести, и весьма незначитель­ ной пластической деформации (sc p < 1%) наблюдается разрушение большинства первичных частиц. Влияние кристаллов фазы Al3 Zr на протекание пластической деформации аналогично влиянию частиц фазы А13Ті (рис. 43).

Сплавы алюминий—молибден

Влияние молибдена на структуру, на особенности возникновения деформационных признаков и на разрушение в основном ана­ логичны влиянию титана и циркония на структуру, протекание пластической деформации и разрушение сплавов A I — Т і и Al—Zr. Определяющую роль на характер разрушения оказывают микро­ трещины, образующиеся при разрушении частиц первичной металлической фазы А16Мо. Разрушение частиц фазы А15Мо происходит при весьма малых пластических деформациях ( е с р < 1 % ) и напряжениях, близких к пределу текучести, ана­ логично разрушению кристаллов первичных металлических фаа А13Ті и Al3 Zr, хотя форма частиц указанных первичных фаз раз­ лична (рис. 44). Фаза А15Мо имеет форму компактных многогран­ ников, а фазы А13Ті и Al3 Zr — иглы, в среднем в 3—5 раз более длинные, чем кристаллы фазы А16Мо.

в сплавах с добавками титана и циркония. Это обусловлено тем, что хром заметно не измельчает зерно. Напряжение при разру­ шении несколько выше, чем у сплавов A I — Т і и Al—Zr (см. табл. 7), что связано с большим упрочнением сплава, так как раствори­ мость хрома в твердом растворе выше, чем растворимость титана и циркония. Это подтверждается данными по изменению микро­ твердости твердого раствора хрома в алюминии (Я^=41 кГ/мм2) по сравнению с твердым раствором титана и циркония в алюминии

а-твердого раствора. Болыпеугловые границы тормозят распро­ странение скольжения в соседние зерна, в случае малоугловых

60

границ следы скольжения переходят из зерна в зерно (рис. 45). Однако в отличие от чистого алюминия разрушение интеркристал­ лическое. Следовательно, при 300° С введение 0,5 % хрома не приводит к существенному торможению процессов протекания пластической деформации, как это наблюдается в случае легиро­ вания алюминия титаном, цирконием и молибденом. Такое пове­ дение хрома в условиях растягивающих напряжений согласуется с данными [112] о том, что при температурах выше 250° С проис­ ходит распад пересыщенного твердого раствора в системе алюми­ ний—хром и не наблюдается его заметного влияния на повышение прочностных свойств.

растворе хрома в алюминии происходит только при степенях

С увеличением содержания хрома средние размеры кристаллов металлической фазы увеличиваются. При этом чем крупнее кри­ сталлы, тем чаще в них наблюдаются трещины, возникающие при кристаллизации. В сплаве AI—1,5% Cr подавляющее число кристаллов фазы А17Сг покрыто сеткой трещин, вызванных меж­ фазными напряжениями (рис. 46).

Изучение кинетики изменения структуры при пластической деформации образцов при 20 и 300° С с залегающими в а-твердом растворе крупными частицами интерметаллических фаз показало, что деформирование матрицы происходит аналогично сплаву A I — 0,5 % Zr, но с самого начального периода пластического деформи­ рования в сплавах, содержащих 1 и 1,5% хрома, по достижении в образце напряжений, близких к пределу текучести, наблюдается либо хрупкое зарождение трещин в интерметаллидах (без видимых следов пластического течения матрицы), либо рост и раскрытие трещин, уже имеющихся в интерметаллидах в исходном состоя­ нии (рис. 47). Этим и обусловлена локализация деформации при 20 и 300° С на начальных стадиях, как было показано в сплавах AI—0,5% Ті и Al—0,5% Zr. Распространение трещин в мат­ рицу при комнатной температуре затруднено. Так, на рис. 47, а показано, что при еІ Ш £ —10% распространения трещин, возникших в частицах фазы А17Сг, в матрицу не наблюдается. В то же время наблюдается, что интерметаллиды А17Сг тормозят полосы сколь­ жения, т. е. в принципе они так же, как и частицы А13 Ті, Al3 Zr и А16Мо, являются препятствием для свободного протекания пластической деформации в а-твердом растворе, тем самым повы­ шая прочностные характеристики сплавов (табл. 7). С другой

источником микротрещин. В этом проявляется двойственное влияние исследованных первичных металлических соединений

61

на характер протекания пластической деформации и разрушения сплавов.

Дальнейшее распространение магистральных трещин при на­ личии указанных хрупко разрушающихся частиц будет опреде­ ляться рядом факторов, среди которых необходимо отметить взаимодействие развивающихся трещин с этими частицами. На при­ мере частицы А17Сг видно (рис. 47, б), что если частица этой фазы находится перед фронтом развивающейся трещины, то пласти­ ческая деформация металла, предшествующая трещине, может привести к разрушению частицы. Образовавшаяся в частице микро­ трещина, сливаясь с растущей магистральной трещиной, облег­ чает ее развитие.

При температуре 300° С наблюдается значительное проскаль­ зывание по границам зерен. Границы зерен — второй источник образования трещин в этих сплавах, хотя, он и играет второ­ степенную роль. Это подтверждается тем, что при практическом отсутствии первичных кристаллов фазы А17Сг (сплав AI—0,5 % Cr) зарождение трещин по границам зерен происходит при ес р =10— 12%. Сравнение изменения прочностных и пластических свойств исследованных сплавов при температурах 20 и 300° С свидетель­ ствует о том, что с увеличением содержания легирующей добавки наблюдается рост разрушающего напряжения и снижение отно­ сительного удлинения сплава. Таким образом, при кратковремен­ ных испытаниях упрочнение за счет гетерогенизации структуры преобладает над эффектом разупрочнения, обусловленным образо­ ванием зародышевых трещин в частицах первичных интерметалли-

62

ческих фаз. При длительных же испытаниях (проведенных при повышенных температурах) картина меняется

Для выяснения влияния указанных выше зародышевых тре­ щин на длительную прочность сплавов при повышенных темпера­

250° С происходит интенсивный распад а-твердого раствора хрома в алюминии и, следовательно, исчезает упрочняющее действие хрома вследствие растворного механизма.

Результаты испытаний, приведенные в табл. 8, свидетель­ ствуют, что максимальной жаропрочностью обладает сплав, представляющий собой однородный а-твердый раствор с кон­ центрацией хрома, близкой концентрации образования первич­ ных интерметаллических фаз. В структуре этого сплава выделения интерметаллидов практически отсутствуют. При увеличении со­ держания хрома выше 0,5% и с появлением в структуре сплавов частиц интерметаллида А17Сг, время до разрушения резко умень­ шается. Причиной этого снижения является облегченный рост трещин в сплавах за счет ускоренного развития как исходных микротрещин, так и вновь образующихся трещин в кристаллах AI,Cr и слияния их в магистральные.

шающихся при деформировании, резко уменьшается работа за­ рождения трещин, и общая работа разрушения в основном опре­ деляется работой развития трещин.

Сплавы алюминий—железо

Влияние железа на особенности протекания пластической де­ формации и разрушение алюминия изучалось на сплавах с содер­ жанием железа 0,3, 0,5, 0,8, 1,2, 1,5 и 1,8%. Последний сплав соответствует эвтектическому составу.

63

скелетный каркас эвтектики, состоящей из алюминия и частиц

с железом как при 20°, так и при 300° С показали, что пластиче­ ская деформация, в основном, локализуется в грубых полосах скольжения, возникающих в зернах а-твердого раствора, расстоя­ ние между которыми так же, как и в алюминии, увеличивается с повышением температуры. Характерно, что в отличие от чистого алюминия миграции границ зерен при повышенных температурах не наблюдается. Этому препятствуют частицы эвтектических выделений. Полосы скольжения блокируются здесь включениями эвтектики, которые обладают большей прочностью. Длина полос скольжения определяется величиной зерна (ячейки дендрита) (рис. 49, а). При наличии первичных интерметаллидов полосы скольжения блокируются ими внутри зерен. Это заметно умень­ шает длину наблюдаемых грубых полос скольжения. Если по­ лосы скольжения пересекают границы зерен, по которым рас­ положен каркас из эвтектики, то наблюдается расщепление их на несколько полос скольжения, распространяющихся в парал­ лельных плоскостях скольжения (рис. 49, б). Это затрудняет процесс развития полос скольжения и, следовательно, повышает сопротивление деформированию, т. е., в конечном счете, повы­ шает напряжение разрушения.

Действительно, данные табл. 7, 9 показывают, что с повыше­ нием содержания железа как при 20°, так и при 300° С прочност­ ные характеристики возрастают, а пластические — падают. Дли­ тельность жизни образцов под постоянной нагрузкой при тем­ пературе 250° С и напряжении <з=3 кГ/мм2 резко возрастает до

.момента образования сплошного каркаса из эвтектических выде­ лений (0,8% Fe). Дальнейшее увеличение железа повышает время до разрушения менее значительно, а для сплава эвтектического состава наблюдается некоторое понижение длительности жизни образцов (табл. 9). Работа разрушения сплава также увеличива­ ется до образования сплошного каркаса из эвтектики, а затем остается постоянной и несколько понижается для сплава эвтекти­ ческого состава.

Тенденция к снижению длительной прочности — времени до разрушения — и работы разрушения исследованных сплавов при содержании железа свыше 1,5% связана, по-видимому, с наличием в структуре сравнительно крупных частиц первичных кристаллов металлической фазы. Снижение указанных характеристик проис­ ходит, вероятно, как за счет повышенной концентрации напряже­ ний вокруг частицы, так и за счет диффузии вакансий к границам

64

Т а б л и ц а 9 Работа разрушения , разрушающее напряжение и время до разрушения

фазы и образования зародышевых микротрещин путем коагуля­ ции вакансий либо подпитывания уже существующих зародышевых трещин и инициирования их развития.

Необходимо отметить, что микроскопически видимые трещины наблюдаются только в сплавах, имеющих сплошной эвтектический каркас (содержащих 0,8% железа и выше), и обнаруживаются только при степенях деформации, близких к разрушению. Они возникают на границе между эвтектическими выделениями и матрицей либо внутри эвтектических колоний (рис. 49, в , г ) . Слияние их в магистральную трещину при наличии сплошного каркаса происходит так быстро, что этот процесс не удалось за­ фиксировать даже при самой медленной скорости деформирования. Это свидетельствует о том, что работа развития трещин в сплавах системы AI—Fe невелика, и общая работа разрушения сплава в основном определяется работой зарождения трещин. Этим эвтек­ тический сплав существенно отличается от сплавов, в которых нет сплошного каркаса из эвтектики.

Приведенные данные свидетельствуют о том, что в сплавах, содержащих 0,3—0,5% Fe,локальная деформация в микрообъемах протекает весьма неравномерно, что вообще характерно для чистого алюминия и малолегированных сплавов.

Независимо от температуры испытания разрушению предшест­ вует образование нескольких очагов повышенной локальной де­

ции, превышающей 50—60%, и при средней деформации образца, равной 15—20%. Разрушение сплава интеркристаллическое.

Длина t мнн

Р и с . 50. Колебания локальных деформаций при растяжении сплавов системы

каркас из эвтектических выделений фазы Al3 Fe по границам зерен, частицы выделений тормозят протекание пластической деформа­ ции (повышая прочностные характеристики сплавов), однако они не в состоянии эффективно воспрепятствовать локализации пла­ стической деформации в микрообъемах, приводящей к возникно­ вению очагов разрушения.

Сплавы, в которых образован сплошной каркас из эвтекти­ ческих выделений по границам зерен (0,8—1,5% Fe), при 20° С характеризуется значительно меньшими колебаниями локальной деформации, чем сплавы, содержащие 0,3 и 0,5% Fe.

Отдельные участки образцов указанных составов со сплошным каркасом из эвтектики в момент разрушения показали весьма

66

нет сплошного каркаса, происходит при еЛ ( Ж =15—20% и

£ „ = 1 0 - 1 2 % .

Количество и протяженность участков со сплошным каркасом из эвтектических выделений увеличиваются с повышением содер­ жания железа в сплавах. При разрушении сплавов, имеющих сплошной каркас из эвтектических выделений, очаг повышенной деформации, приводящий к разрушению, локализуется в весьма узкой зоне шириной 1,5—2 мм, в то время как остальная часть образца деформируется весьма незначительно.

При температуре 300° С локальная пластическая деформация сплавов, содержащих 0,8% Fe и выше, характеризуется как боль­ шими значениями относительной деформации в момент разруше­ ния, так и большей неоднородностью протекания ее (ел о к колеб­ лется от 0 до 20%). Ширина зоны повышенной деформации, при­ водящей к разрушению, как и при температуре 20° С, составляет 1,5—2 мм. Практически одинаковая ширина зоны повышенной локальной деформации при температурах 20 и 300° С, в которой происходит разрушение, свидетельствует, что разрушение связано с разрывом каркаса из эвтектических выделений по границам зерен, который цементирует зерна сплава при исследованных температурах.

Общую картину протекания пластической деформации в макро­ скопическом масштабе дает изучение деформационного макро­ рельефа сплавов системы алюминий—железо при степенях де­ формации, соответствующих началу образования очагов повы­ шенной локальной деформации, приводящих к разрушению (рис. 51).

Всплавах, где отсутствует сплошной каркас из эвтектических выделений по границам зерен (0,3 и 0,5% железа), деформацион­ ный микрорельеф характеризуется образованием глубоких складок, проходящих вдоль направления приложения нагрузки к образцу. При увеличении содержания железа в сплаве количество складок уменьшается.

Всплавах, где существует сплошной каркас из эвтектических

выделений по границам зерен, образуются отдельные короткие и неглубокие деформационные складки. По мере увеличения содержания железа в алюминии деформационный макрорельеф становится все менее развитым (менее глубоким).

Наблюдаемая картина наглядно демонстрирует цементирую­ щее действие каркаса из эвтектических выделений в сплавах системы алюминий—железо.

Анализ приведенной структуры и свойства сплавов системы алюминий—железо подтверждают положение А. А. Бочвара [36] о том, что жаропрочность литых алюминиевых сплавов, имеющих каркас по границам зерен, в котором есть жаропрочная фаза, определяется количеством эвтектики, необходимой для образо­ вания сплошного каркаса, и позволяет сделать вывод, что в слу­ чае такого упрочнения определяющее значение имеют не только

свойства жаропрочной фазы, но и количество эвтектики и форма ее составляющих, сопротивляемость возникновению трещин при деформировании и способность образовывать более или менее сплошной каркас вокруг первичных зерен а-твердого раствора.

Сплавы алюминий—никель Исследование особенностей протекания пластической деформации

ветствует содержанию никеля 5,7%, в то время как в сплаве AI—Fe точка эвтектики 1,8% Fe, при одинаковом содержании никеля и железа в сплавах образуется выделений фазы А13Ш значительно меньше, чем фазы Al3 Fe. Поэтому пластическая де­ формация в сплаве AI—0,5% Ni протекает более неоднородно, и общая деформация в момент разрушения значительно больше,

1% Fe (а) и A I — 1 % N i (б), измеренных через 500 мкм при температуре 300° С

68

рельефом сплавов алюминий—железо (рис. 49) свидетельствует, что в сплаве с никелем наблюдается образование двух пересекаю­ щихся систем грубых полос скольжения, которые имеют вид редких коротких линий. В отличие от сплавов системы алюми­ ний—железо, в сплаве A I — 1 % Ni не наблюдается разветвления грубых полос скольжения при пересечении ими эвтектического каркаса. Видимо, каркас из эвтектических выделений в сплавах алюминий—никель более податлив при деформировании, чем каркас в сплавах системы алюминий—железо.

В сплавах алюминий—никель, так же как и в сплавах алюми­ ний—железо, на ранних стадиях пластической деформации не наблюдается образования трещин, разрешаемых металлографи­ ческим путем. Разрушение сплавов — интеркристаллическое.

Сплавы алюминий—марганец

Исследование влияния марганца на особенности протекания пластической деформации и разрушение сплавов алюминий—мар­ ганец проводилось при содержании марганца, равном 1,2 и 3%. Скорость охлаждения сплавов в интервале кристаллизации со­

(рис. 54). Пластическая деформация как при 20°, так и при 300° С протекает весьма неоднородно (так как марганец заметно не моди­ фицирует расплав). В отличие от чистого алюминия локализация деформации при 20° С, приводящая к повреждаемости, наблю­ дается после средней пластической деформации свыше 5—10% (рис. 55). Препятствием распространению полос скольжения яв­ ляются только границы зерен. При 300° С миграции границ зерен в сплаве не наблюдается. Разрушение имеет интеркристалличе­ ский характер (рис. 54, -в). Возникновения металлографически видимых трещин не наблюдается до деформаций, близких к раз­ рушению. Средняя деформация, при которой наблюдаются метал­ лографически видимые трещины при 20° С, равна 20—25%. Сле­ довательно, сплав AI—1 % Мп ведет себя в условиях растяжения, как рассмотренные выше однородные твердые растворы.

При содержании марганца 2 % по границам зерен образуется каркас из эвтектических выделений а-твердого раствора и интерметаллида А16Мп, который блокирует распространение грубых полос скольжения при деформировании (рис. 56). Сравнение колебаний локальных деформаций при растяжении сплавов с 1 и 2% марганца (рис. 57) свидетельствует, что однородность проте­ кания пластической деформации заметно повышается с увеличе­ нием содержания в сплаве марганца. Однако, как и в сплаве с 1 % марганца, образования оптически видимых трещин не наблю­ дается до степеней деформаций близких к разрушению образцов. Средняя деформация, при которой наблюдаются металлографи-

69