Файл: Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 87
Скачиваний: 1
Т а б л и ц а 9 Работа разрушения , разрушающее напряжение и время до разрушения
сплавов системы |
А І — Р е при 250° |
|
|
|
||
|
|
Время до разрушения при 250° С, |
|
|
|
|
|
|
часы |
|
а „ |
, КГІМЛІ1 |
|
Сплав |
|
|
|
разр. |
А разр.,' кГм |
|
|
|
при УД еф = 2.10-« |
при |
ѴДеф = 2.10-е |
||
|
|
при а — 3 КГ/ММ2 |
м (сек |
|
|
|
|
|
ж/сек |
|
|
|
|
A I |
|
|
82 |
|
3 |
0,51 |
А 1 - 0 , 3 % |
Fe |
2 |
73 |
|
5,5 |
0,62 |
AI—0,6% |
Fe |
182 |
62 |
|
7,5 |
0,79 |
Al—0,8%, |
Fe |
304 |
65 |
|
0,8 |
0,83 |
Al—1,2% |
Fe |
382 |
61 |
|
8,5 |
0,80 |
Al—1,5% |
Fe |
460 |
60 |
|
9,0 |
0,80 |
A l - 1 , 8 % |
Fe |
341 |
51 |
|
9,5 |
0,72 |
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.
Колебания локальной деформации при температурах |
20 и |
|
300° С в момент разрушения |
образцов из сплавов, имеющих |
раз |
личное содержание железа, |
приведены на рис. 50. |
|
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
формации (20—35%). Один из таких очагов, развиваясь, |
приводит |
к окончательному разрушению образца при локальной |
деформа |
ции, превышающей 50—60%, и при средней деформации образца, равной 15—20%. Разрушение сплава интеркристаллическое.
5 Разрушение алюминиевых сплавов |
65 |
Длина t мнн
Р и с . 50. Колебания локальных деформаций при растяжении сплавов системы
AI—Fe |
в момент разрушения |
при температурах |
20° С (а) и 300° С (б) |
||
1 _ 0,3% |
Fe; |
2 — 0,5; 3 — 0,8; 4 |
— 1,5; |
S — 1,8% Fe |
|
Таким |
образом, в сплавах, |
в которых |
не образован сплошной |
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
незначительные величины |
локальной деформации |
(в пределах |
от 0 до 2—3%), в то время |
как разрушение других |
участков, где |
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
5* |
67 |
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
и разрушения |
алюминия в зависимости от содержания в нем ни |
||||||||
келя проводилось на сплавах, содержащих 0,5 |
и |
1 % никеля. |
|||||||
При деформировании растяжением сплавы A l — N i ведут |
себя |
||||||||
аналогично сплавам AI—Fe. |
|
|
|
|
|
|
|||
Сравнение деформационных |
микрорельефов |
сплавов AI— |
|||||||
0,5% Ni (рис. 52, а) и AI—0,5% Fe |
(рис. 49, а) |
показывает, что |
|||||||
протекание |
деформации в сплаве |
AI—0,5% |
Ni |
тормозится |
|||||
эвтектическими |
выделениями в |
гораздо |
меньшей |
степени, |
чем |
||||
в сплаве |
AI—0,5% |
Fe. |
|
|
|
|
|
|
|
Вследствие |
того, |
что точка |
эвтектики |
в сплаве |
AI — Ni |
соот |
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,
чем в сплаве |
AI—0,5% |
Fe. |
Этому способствует и более |
округлая |
|||||||
форма выделений |
фазы |
A l 3 N i в эвтектике по сравнению |
с |
фазой |
|||||||
Ald Fe, имеющей выделения |
в виде плоских игл. |
|
|
|
|||||||
Для сравнительной оценки протекания пластической дефор |
|||||||||||
мации в |
сплавах |
Al—1 % Fe и Al—1 % Ni при 300° С было про |
|||||||||
ведено измерение |
колебаний локальной деформации в сплавах |
||||||||||
при средней деформации порядка 9%. Сравнение |
показывает |
||||||||||
(рис. |
53), что колебания локальной |
деформации в |
сплаве AI — |
||||||||
1% |
Fe выражены |
более |
резко, чем в |
сплаве |
A I — 1 % Ni. Сопо |
||||||
ставление |
деформационного |
микрорельефа |
при 300° С |
сплава |
|||||||
AI—1 % Ni, |
имеющего |
сплошной каркас из эвтектических |
выде |
лений по границам |
зерен |
(рис. 52, б), с деформационным микро- |
|||||||
/\ |
Л |
а |
ОВразе ЦБ к/ Л |
\ |
5 |
|
|||
|
|
|
|
||||||
\ |
\ |
\А |
|
s/ V |
\ |
|
05/іазі 'цБ-2 А |
||
\/ V |
ч |
\ |
V |
• |
|
|
|
\ |
|
у |
|
|
|
|
|
||||
|
|
|
\\V |
|
|
• |
|
|
|
2000 |
6000 |
|
10000 |
2000 |
5000 |
J0000 |
L,, |
||
Р и с . 53. Колебания |
локальной деформации при растяжении |
сплавов A I — |
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
ставляла |
70—90° С в 1 |
м и н . |
При содержании марганца в сплаве, равном 1 %, в структуре |
||
выделений |
избыточных |
металлических фаз не наблюдается |
(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