Файл: Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях..pdf

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