Файл: Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях..pdf

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