Файл: Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях..pdf

Глава V I . СЛОЖНОЛЕГИРОВАННЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ

Закономерности, наблюдаемые при исследовании влияния со­ става и структуры на характер разрушения а-твердых растворов и гетерогенных бинарных сплавов, были проверены на ряде сложнолегированных сплавов. Учитывая многообразие промыш­ ленных алюминиевых сплавов, для исследования были взяты следующие типичные сплавы:

1)сплав алюминия с 9,5% магния, дополнительно легирован­ ный металлами переходной группы (титаном, цирконием, хро­ мом, молибденом и марганцем), в литом состоянии после закалки;

2)сплавы системы AI—Си—Mg с добавками указанных метал­ лов переходных групп в литом и деформированном состояниях после соответствующей термообработки.

На основе системы AI—Mg разработано большое количество промышленных литейных и деформируемых сплавов, среди которых наибольший интерес представляют литейные сплавы, со­ держащие 8—11% Mg, являющиеся основой промышленных сплавов Ал8, Ал8У, Ал27, Ал27-1, применяемые, в основном, для работы при комнатной температуре. Поэтому исследование этой группы сплавов проводилось при 20° С.

Сплавы второй системы также широко применяются в промы­ шленности. Особый интерес среди сплавов этой системы пред­ ставляют сплавы, дополнительно легированные значительными количествами Яіелеза и никеля (АК4, АК4-1 и др.). Так как ука­ занные сплавы применяются главным образом для работы при высоких температурах, основные исследования этих сплавов проводились при температуре 300° С.

Сплавы системы A I — M g

Изучение влияния добавок переходных металлов в дисперсноупрочненном а-твердом растворе на характер разрушения про­ водилось на литом сплаве AI — 9,5% Mg. Изучали добавки Mg, Ti, Zr, Mo в количествах, указанных в табл. 10, равных и не­ сколько превышающих обычно вводимые количества в промышлен­ ные сплавы этой системы для модифицирования, стабилизации а-твердого раствора магния в алюминии и повышения прочности ных характеристик сплавов.

80

кристаллизации образование избыточных фаз наблюдается уже

чивается количество частиц избыточной фазы. Значительной раз­ ницы в величине и форме избыточных частиц при различном со­

9,5% Mg с добавками титана, циркония и молибдена видно, что в первую очередь при ед о к < 1% и напряжениях порядка предела текучести матрицы сплава появляется типичный деформационный рельеф и происходит хрупкое разрушение избыточных фаз А13 Ті, Al3 Zr, А15Мо (рис. 64). Приведенные снимки подтверждают, что характер зарождения трещин в первичных кристаллах интерметаллидов такой же, как в ранее рассмотренных бинарных сплавах

мации, предшествующих разрушению. Па стадии разрушения зародышевые трещины переходят в матрицу и облегчают распро­ странение магистральных трещин, сливаясь с ними. Разрушение носит смешанный интер- и транскристаллический характер, при­ чем транскристаллическое разрушение происходит в местах рас­ положения избыточных фаз, имеющих трещины.

Деформирование сплава с добавками титана и циркония про­ текает более однородно по сравнению со сплавом без добавок, о чем свидетельствуют измерения локальной деформации (рис. 65). При введении в сплав добавки молибдена часто наблюдается не­ равномерное распределение избыточной фазы А15Мо по объему металла. При деформации растяжением в объемах, насыщенных избыточными выделениями А16Мо, образуется большое количество зародышевых трещин в кристаллах А13Мо, что способствует преж­ девременному развитию в этих зонах магистральных трещин. Указанное обстоятельство подтверждается измерением локальной деформации образцов с добавкой молибдена. В этом сплаве про­ цесс деформации протекает значительно менее однородно, чем в сплаве с добавками титана и циркония, причем с увеличением концентрации молибдена эта неоднородность возрастает.

Механические свойства, ударная вязкость и работа разруше­

остается без изменений, что подтверждается измерениями микро­ твердости а-твердого раствора (табл. 10), можно утверждать, что на уменьшение предела прочности, относительного удлине­ ния, ударной вязкости, а также на уменьшение работы разруше­ ния влияет лишь избыточное содержание металлических фаз, кристаллизующихся с алюминием по перитектическому типу, именно они, являясь источником зародышевых трещин, способ­ ствуют преждевременному разрушению образцов в условиях растягивающих напряжений.

Так, при введении добавок в количестве свыше 0,1% во всех случаях предел прочности на 2—4 кГ/мм2 ниже, чем при 0,08% указанных добавок, причем максимальное снижение наблюда­ ется при введении молибдена. Относительное удлинение при этом уменьшается почти в 2 раза. Особенно резко снижаются ударная вязкость (в 4—7 раз) и работа разрушения сплавов (в 5—6 раз) [133, 1341. Анализ механических свойств сплавов, ударной вяз­ кости и работы разрушения при введении добавок титана, цирко­ ния и молибдена, не имеющих в структуре выделений избыточных фаз при содержании добавок в количестве 0,08%, показывает, что предел прочности и твердость несколько ниже, а относительное удлинение, ударная вязкость и особенно работа разрушения — выше, чем в сплавах с большим содержанием добавок, вызываю­ щих появление в структуре хрупких составляющих.

82

і

Наблюдающиеся выше зависимости иллюстрируются на кине­

дение в сплав A I — 9,5% Mg по 0,5% циркония, титана и молиб­ дена приводит к снижению разрушающего напряжения на 25— 30%, времени до разрушения образца в 4—5 раз по сравнению со сплавами, не содержащими частиц избыточных фаз, разрушаю­ щихся при деформировании.

этих элементов в а-твердом растворе при перитектической темпе­ ратуре, следует отметить, что повышение содержания этих эле­ ментов до предела растворимости повышает прочностные харак­ теристики сплавов. Однако с появлением в сплавах частиц избы­ точных фаз, легко разрушающихся при деформировании, облег­ чается распространение магистральных трещин и резко снижа­ ются работа разрушения и ударная вязкость сплавов.

Итак, с появлением в сплаве AI — 9,5% Mg частиц избыточ­ ных фаз, образуемых титаном, цирконием и молибденом, легко разрушающихся при деформировании, последние служат источ­ ником зародышевых трещин и понижают работоспособность деталей из этих сплавов при действии растягивающих напряжений.

Изучение микроструктуры сплава AI — 9,5% Mg с добавками титана, циркония и молибдена показало, что, как и в бинарных сплавах этих элементов с алюминием, чем крупнее частицы из­ быточных металлических фаз, тем больше вероятность их растрес­ кивания, но при этом существуют мелкие частицы, разрушения которых не наблюдалось до самых больших исследованных степе­ ней деформации.

На рис. 67 показаны кривые частоты распределения растрес­ кавшихся и нерастрескавшихся частиц в зависимости от их раз­ мера. Анализ этих кривых показал, что средний размер разру­ шающихся частиц заметно меньше, чем в бинарных сплавах, и равен 20—30 мкм, и безопасными являются частицы размером меньше указанных. Уменьшение среднего размера наблюдаемых разрушенных частиц в сплавах AI—Mg по сравнению с бинарными сплавами связано, вероятно, с более однородным протеканием пластической деформации. Необходимо отметить, что крупные частицы в большинстве случаев располагаются ближе к границам зерен, что связано с особенностями их поведения при кристал­ лизации. Разрушаясь, указанные частицы инициируют интер­ кристаллическое разрушение сплавов. Для более подробного исследования влияния размера интерметаллидов на характер разрушения сплава был использован способ введения легирую­ щих добавок из солей, который позволяет заметно уменьшить

85

300

1

S

§ wo

Рис. 67. Зависимость количества нерастрескивающихся (1) и растрескиваю­

Исследовалось влияние введения одинакового количества цир­

на рис. 68, где наглядно видно, что объемное содержание интер­ металлидов практически одинаково, а величина частиц при вве­ дении их из солей во много раз меньше величины частиц, образую­ щихся при введении легирующих элементов из лигатур. Благодаря

примере подсчета размера нескольких тысяч интерметаллидных частиц указанного сплава с добавкой циркония из солей пока­ зано, что большинство частиц не разрушается при деформации

иразрушение в этом случае проходит только по границам зерен а-твердого раствора, как и в сплавах, не содержащих избыточных металлических фаз. Следовательно, при введении легирующих элементов из солей не наблюдается вредного влияния интерметал­ лидов на преждевременное зарождение трещин.

Сопоставление величины разрушающего напряжения, дли­ тельности жизни образцов, средней и локальной деформации до

Рис . 69. Зависимость количе­ ства и размеров растрескиваю­ щихся и нерастрескивающихся частиц в литейном сплаве A l —

86

момента разрушения сплавов и работы разрушения сплавов AI — 9,5% Mg с добавками титана и циркония, до 0,5% каждого, вве­ денных из лигатур и из солей, свидетельствует о том, что введение указанных добавок из солей повышает напряжение разрушения, работу разрушения, длительность жизни сплава при растяжении. При этом локальная деформация становится более однородной. Особенно заметно положительное влияние введения циркония с помощью солей (рис. 68, табл. 11).

Т а б л и ц а 11

Влияние способа введения легирующих добавок иа работу разрушения сплава AI — 9,5% Mg

В связи с тем, что в промышленных сплавах применяется ком­ плексное легирование добавками элементов переходных групп, было проверено совместное влияние добавок циркония и титана на свойства сплава AI — 9,5% Mg в количествах 0,1—0,15%, соответствующих химическому составу промышленных сплавов марок Ал8М, Ал27-1 при введении их с помощью лигатур и солей.

Разрушающее напряжение при скорости деформирования 2-10'6 м/сек, длительность жизни образцов и средняя деформация образцов этих сплавов в момент разрушения, работа разрушения приведены на рис. 70, 71.

Как и при раздельном введении этих добавок, способ введения не оказывает заметного влияния на разрушающее напряжение, однако средняя деформация, длительность жизни образцов я работа разрушения при введении добавок с похмощыо лигатур значительно ниже (в 1,5—2 раза), чем при введении их из солей. Следовательно, в случае, если частицы интерметаллидов, кристал­ лизующиеся по перитектическому типу, имеют размеры меньше 20-30 мкм и не разрушаются при деформировании, они, активно блокируя распространение грубых полос скольжения, повышают сопротивляемость сплава процессам развития и распространения трещин.

При введении в сплав A i — 9,5% Mg 1% марганца в «-твер­ дом растворе возникают частицы металлической фазы, которые, согласно [110], являются фазой Al1 0 Mg2 Mn. Частицы этой фазы монолитны по строению и имеют размеры, не превышающие 40—50 мк. Иногда они имеют склонность кристаллизоваться в виде сростков дендритов. Разрушения монолитных частиц прак-

87