книги из ГПНТБ / Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях

20—25%. Разрушение сплава имеет интеркристаллический ха­ рактер. Поведение при растяжении сплавов алюминий—марга­ нец, обладающих каркасом из эвтектических выделений по гра­

в структуре наблюдались первичные частицы ромбической и пластинчатой формы и эвтектические выделения по границам зерен в виде отдельных, разобщенных участков. Как отмечалось выше, многие частицы кристаллизуются с захватом матричной фазы, что приводит к растрескиванию некоторых из них за счет

в то время как рядом лежащие разрушающиеся частицы — фазу А14Мп.

Кривые распределения разрушенных и неразрушенных час­ тиц фаз А16Мп и А14Мп в сплаве AI—3 % Мп показывают, что вероятность их разрушения определяется в первую очередь их

По-видимому, различие в поведении рассматриваемых частиц можно связать с различным типом их взаимодействия с алюминием: эвтектическим (А16Мп) и перитектическим (А14Мп).

Для выяснения влияния типа взаимодействия фазы с алюми­ нием на характер ее разрушения был проведен следующий экспе­ римент: исследованный образец из сплава AI—3% Мп, в котором наблюдались кристаллы А14Мп, подвергали отжигу при темпера­ туре 710° С в течение 20 час, при котором успевает пройти перитектическая реакция

А]4Мп + АІ-*А1в Мп.

Результаты рентгеноспектралыюго анализа подтвердили, что все первичные кристаллы после отжига сплава являются фазой А16Мп. При деформировании отожженного образца разрушения указанных частиц не наблюдалось.

Вероятной причиной разрушения частицы АІ4 Мп, взаимодей­ ствующей с алюминием по перитектическому типу, является на­ личие в них поверхностных дефектов, связанных с протеканием

о.

72

фазы Al3 Fe, т. е. блокируют полосы скольжения и тормозят про­ текание пластической деформации, повышая напряжение разру­ шения.

Первичные частицы фазы А14Мп также блокируют и тормозят распространение полос скольжения, однако, разрушаясь при де­

где располагаются частицы фазы А14Мп (рис. 59). По этим участ­ кам и происходит окончательное разрушение. Отрицательное влияние первичных кристаллов фазы А14Мп подтверждается и результатами измерения работы разрушения сплавов при ско­ рости деформирования 2-Ю"6 м/сек и температуре 20° С.

Ниже приведены разрушающее напряжение и работа разру­

Действительно, несмотря на то, что увеличение содержания марганца повышает прочность сплава, работа разрушения сплава, в котором появляются частицы хрупко разрушающейся фазы А14Мп, в два раза меньше, чем у сплава, не содержащего первичные фазы, либо содержащего эвтектические выделения.

Следовательно, в зависимости от условий кристаллизации избыточных фаз марганец может выступать в двоякой роли: как элемент, положительно влияющий на процессы торможения пла­ стической деформации и повышающий работу зарождения трещин, и как источник зародышевых трещин в алюминиевых сплавах.

Согласно данным [ИЗ], если интерметаллические частицы, не имеющие дефектов в строении, находятся в пластичной матрице со значительно меньшими модулем упругости и твердостью, чем эти частицы, то при пластической деформации прочность матрицы будет превышена раньше, чем произойдет разрушение иитерметаллической частицы. Хрупкое разрушение таких интерметалличе­ ских частиц, обладающих высокой твердостью, при пластической деформации вязкой матрицы может происходить в том случае, если в их строении имеются дефекты, служащие зародышевыми микротрещинами. В соответствии с критерием разрушения Гриффитса это будет происходить при весьма низких напряжениях.

Наши наблюдения показали, что, как правило, дефектные кристаллы наблюдаются в случаях, когда они возникают как первичные кристаллы в системах перитектического типа.

Многочисленные анализы изменения микроструктуры сплавов алюминия с добавками переходных металлов, образующих пер­ вичные фазы, разрушающиеся в процессе деформирования, сви-

73

детельствуют, что в сплавах встречаются и частицы интерметалли­ дов, которые не разрушаются до самых больших степеней дефор­ мации образцов. По форме и твердости эти частицы не отличаются от частиц, в которых образуются трещины, однако они имеют меньшие размеры. Возможной причиной различия в таком их поведении является наличие или отсутствие в строении частиц дефектов, способствующих их разрушению при деформировании.

Известно, что вероятность бездефектного строения кристаллов повышается с уменьшением их размеров [86]. Следовательно, следует ожидать, что с уменьшением размеров частиц первичных интерметаллидов должно увеличиваться количество частиц, не раз­ рушающихся при деформировании.

Анализ микроструктуры сплавов алюминия с добавками эле­ ментов переходных металлов, образующих первичные фазы, разрушающиеся в процессе охлаждения сплавов или при их де­ формировании, свидетельствует, что в сплавах имеются частицы интерметаллидов, которые не разрушаются до самых больших степеней деформации. При деформировании эти частицы как бы перемещаются в матрице, не разрушаясь. По форме и твердости эти частицы не отличаются от частиц, в которых образуются тре­ щины. Возможной причиной различия в их поведении является наличие или отсутствие в строении частиц дефектов, способствую­ щих их разрушению при деформировании.]

74

Проведенный нами статистический анализ большого количества растрескавшихся и нерастрескавшихся частиц при деформирова­ нии сплавов на основе алюминия в зависимости от размеров этих частиц показал, что, действительно, вероятность их разрушения резко возрастает с увеличением их размеров. Зависимость коли­ чества растрескавшихся и нерастрескавшихся частиц от их раз­ мера для сплавов A I — 1 % Ті и A l — 1 % Cr, деформированных растяжением, приведена на рис. 60, а, б. Аналогичные зависимости получены и для сплавов A I — 1 % Zr и Al—0,5% Mo. Это спра­ ведливо как при холодной деформации, так и при деформировании при повышенных температурах. На рис. 60, в на примере сплава AI—1 % Ті, деформированного при температуре 300° С, показана зависимость количества разрушенных и неразрушенных частиц от их размера. Анализ рис. 60 свидетельствует, что подавляющее большинство первичных кристаллов, взаимодействующих с алю­ минием по перитектическому типу, деформируется с разрушением и является источником зародышевых трещин. Следовательно, измельчение частиц первичных металлических фаз, склонных к раз­ рушению в процессе охлаждения сплава либо при его деформиро­ вании, должно приводить как к уменьшению вероятности за­ рождения трещин в этих частицах, так и к уменьшению размеров зародышевых трещин и, следовательно, повышать работоспособ­ ность сплавов.

Подробно влияние измельчения кристаллов указанных метал­ лических фаз будет рассмотрено ниже на примере сложнолегированных сплавов.

Таким образом, проведенные исследования показали, что в би­ нарных сплавах алюминия с металлами переходных групп до момента появления в структуре избыточных интерметаллидов не наблюдается присутствия трещин, разрешаемых оптическим пу­ тем, до степеней деформации, близких к разрушению.

Йтітерметаллиды, образуемые металлами переходных групп с алюминием, при деформировании растяжением ведут себя раз­ лично; избыточные фазы, образуемые этими элементами, при взаимодействии с алюминием по перитектическому типу (А13 Ті, Al3 Zr, А14Мп, А15Мо, А17Сг), хрупко разрушаются при весьма ма­ лых степенях пластической деформации (ес р менее 1 %) и напряже­ ниях, близких к пределу текучести матрицы. Образующиеся в них трещины имеют размеры, равные сечению частицы в направлении, перпендикулярном растягивающим напряжениям.

При комнатной температуре в условиях действия растягиваю­ щих напряжений возникновение этих трещин способствует прежде­ временному развитию магистральных трещин, заметно уменьшая

При повышенной температуре наблюдаются рост и распро­ странение зародышевых трещин в матрицу, что приводит к значи­ тельному падению длительной прочности сплавов. В случае,

75

когда интерметаллиды образуются элементами, взаимодействую­ щими с алюминием по эвтектическому типу, они при деформиро­ вании не разрушаются (Al3 Fe, A l 3 N i , Ale Mn). Эти частицы, на­ ходясь в эвтектических образованиях, эффективно блокируют распространение полос скольжения, тем самым повышая равно­ мерность протекания пластической деформации. Зарождение тре­ щин в этих сплавах происходит на границе между матрицей и эвтектическими образованиями при напряжениях, заметно пре­ вышающих предел текучести сплава, и деформациях, близких к предельным деформациям разрушения сплавов. При встрече развивающейся трещины с эвтектическими колониями трещина огибает частицы интерметаллидов, что и тормозит в значительной мере ее распространение. Первичные интерметаллиды в заэвтектических сплавах менее эффективно тормозят процессы протекания пластической деформации, чем эвтектические образования. Од­ нако первичные интерметаллиды, кристаллизующиеся с захватом матричной фазы в виде полых ромбов, могут разрушаться меж­ фазными напряжениями при кристаллизации и охлаждении спла­ вов и служить источником микротрещин.

Таким образом, многочисленные непосредственные наблюде­ ния за ходом пластической деформации в бинарных сплавах алю­ миния с элементами переходных групп показывают, что указанные

что частицы этих фаз вследствие больших размеров не могут тормозить движение дислокаций, их положительное влияние заключается в блокировании распространения плоскостей сколь­ жения в матрице. Эти плоскости являются местом образования зародышевых микротрещин, т. е. избыточные фазы, располагаясь как по границам, так и внутри зерен, играют роль своеобразных шипов, тормозящих процессы протекания пластической деформа­ ции, тем самым повышая прочность сплавов. Однако при дости­ жении предела текучести избыточные металлические фазы в спла­ вах второго типа, хрупко разрушаясь, способствуют прежде­ временному разрушению сплава.

76

Рис . 61. Схема изменения механических свойств би­ нарных алюминиевых спла­

тов, взаимодействующих с алюминием по эвтекти­ ческому (а) и перитектиче-

Легирующий элемент^ес^/о

Качественно изменение прочностных и пластических свойств сплавов первого и второго типов в зависимости от содержания легирующих элементов показано на обобщенных диаграммах (рис. 61) состав—свойства, построенных по аналогии с диаграм­ мами, предложенными И. И. Корниловым для сплавов системы алюминий—медь с целью оценки жаропрочности.

Воднофазной области прочностные характеристики сплавов растут за счет растворного механизма упрочнения (рис. 61, кри­ вая / ) . Вблизи границы двухфазной области сплавы второго типа имеют максимум длительной прочности (рис. 61, кривая 3 ) , что обусловлено упрочнением а-твердого раствора за счет диспер­ сионного твердения и незначительным количеством сравнительно мелких первичных интерметаллидов. При содержании легирую­ щего элемента, превышающего предельную растворимость, появ­ ляются первичные металлические фазы, хрупко разрушающиеся при деформировании. При этом наблюдается резкое падение дли­ тельной прочности.

Всплавах первого типа при переходе в двухфазную область продолжаются непрерывный рост прочности и длительной проч­ ности и некоторое снижение пластичности.

Следовательно, для сплава второго типа отличительной чертой является наличие максимума длительной прочности, а для пер­ вого сплава — непрерывное возрастание длительной прочности.

Квазибинарные сплавы

По данным Б . К. Вульфа [114] известно, что аналогичное изме­ нение прочностных свойств и пластичности, как и в рассмотрен­ ных выше бинарных сплавах, наблюдается в деформируемых трой­ ных сплавах алюминия, лежащих на квазибинарных разрезах,

77

На рис. 62 приведены механические свойства и время до разру­ шения сплавов систем AI—Al9 FeNi и Al—Al1 2 Mg2 Cr. Различие в поведении сплавов Б . К. Вульф объясняет величиной раствори­ мости тройного соединения в основном металле, причем максимуму длительной прочности соответствуют сплавы, структура которых после закалки представляет твердый раствор, способный к дис­ персионному твердению. Однако указанный вывод не объясняет резкого падения длительной прочности при дальнейшем увели­

Al1 2 Mg2 Cr, были изготовлены литые сплавы следующего состава:

собой а-твердый раствор, в котором располагаются кристаллы фазы Al1 2 Mg2 Cr, имеющие неправильную огранку (рис. 63, а, б). В большинстве частиц в исходном состоянии наблюдаются тре­ щины. По форме, величине и характеру расположения в а-твердом растворе частицы фазы Al1 2 Mg2 Cr похожи на первично кристалли­ зующиеся частицы фазы А17Сг (см. рис. 33). Это подтверждает, что кристаллизация квазибинарного сплава Al—Al1 2 Mg2 Cr про­ исходит по перитектическому типу. При деформировании растя­ жением наблюдается дополнительное разрушение частиц фазы Ali2 Mg2 Cr при степенях деформации ес р менее 1% как при комнат­

78