Файл: Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 81
Скачиваний: 1
0,5 Ti |
ö , J T i 0,5 Zr |
I Wh |
801 |
І! |
|
|
I |
LE. |
0/% |
0,1 %Ti |
|
aj ТІ яд % zr |
0,/% |
0,1% Zr |
£>,/%Zr |
Р и с . |
70. Изменение |
разрушающего |
напряжения |
(a), средней деформации |
(б) |
||
и времени до разрушения (в) литейного |
сплава AI—9,5 Mg с добавками |
||||||
0,5% |
Ті и 0,5% Zr, введенных из лигатур |
(1) и из солей (2). |
Скорость дефор |
||||
мирования 0,8 -10_5 |
м/сек |
|
|
|
|
|
|
Рис. 71. Изменение разрушающего |
напряжения |
(а), средней |
деформации (б) |
||||
и времени до разрушения (е) сплава AI — 9,5% |
M g — 0 , 1 % T i — 0 , 1 % Zr, вве |
||||||
денных из лигатур (1) и из солей (2). |
Скорость деформирования 0,8 - Ю - 6 |
м/сек |
тически не наблюдается как па начальных стадиях пластической деформации, так и при степенях деформации, близких к разруше нию. Однако сростки дендритов служат концентраторами напря жений и при больших степенях пластической деформации, разъ единяясь друг от друга, могут способствовать возникновению заро дышевых трещин (рис. 72).
Локальная деформация сплава AI — 9,5% Mg — 1% Mn характеризуется несколько меньшим разбросом значений по сравне нию с а-твердым раствором в двойном сплаве AI—9,5%Mg (см. рис. 65).
Марганец, входящий в и-твердый раствор, повышает напряже ние разрушения сплава, выравнивая протекание пластической деформации. С появлением в структуре сплава избыточной фазы Al1 0 Mg2 Mn механические свойства заметно не изменяются, но наблюдается падение работы разрушения сплава и ударной вяз кости (см. табл. 11).
Анализ рассмотренных материалов свидетельствует о сле дующем:
1.Первичные металлические фазы, образуемые титаном, цир конием, молибденом, в литых сплавах системы AI—Mg (рассмо тренные на примере сплава AI—9,5%Mg) при размерах от 20 мкм
ивыше разрушаются при напряжении, близком к пределу теку чести матрицы, и снижают работу разрушения и ударную вяз кость сплавов.
2.Введение в сплавы добавок переходных металлов с помощью солей позволяет измельчать частицы первичных интерметаллидов до размеров меньше 20 мкм и тем повысить работоспособность сплавов в условиях действия растягивающих напряжений.
88
3. Монолитные частицы первичной металлической фазы Al1 0 Mg2 Mn не разрушаются при деформировании. При кристал лизации ее в виде сростков дендритов наблюдается разрушение указанных сростков, что приводит к возникновению зародыше вых трещин и вызывает падение работы разрушения и ударной вязкости сплавов.
Сплавы системы A I — С и — M g
В жаропрочные сплавы системы AI—Си—Mg в качестве леги рующих элементов вводят значительные количества железа и ни келя и малые добавки титана, циркония и хрома (сплавы АК4, АК4-1, Алі, Ал21 и др.).
Железо и никель в сплавах этой системы образуют фазы типа Al9 FeNi, Al7 Cu2 Fe, Al6 Cu3 Ni [115]; хром, взаимодействуя с маг нием, образует фазу Al1 2 Mg2 Cr [114], титан и цирконий не взаимо действуют с медью и магнием, образуя, как и в бинарных сплавах с алюминием, фазы А13 Ті и Al3 Zr.
В связи с тем, что железо и никель являются обязательными составляющими указанных сплавов, сначала исследовалось влия ние железа и никеля на характер разрушения сплава AI—2,2% Си—1,6%Mg в сравнении со сплавом без этих элементов, а затем — дополнительное влияние титана, циркония, хрома на сплавы, содержащие железо и никель.
Химический состав, механические свойства при 20° С и дли тельная прочность сплавов при 300° С приведены в табл. 12.
Сплавы исследовали в литом и деформированном состояниях Литые сплавы после отливки и гомогенизации подвергали терми ческой обработке по реяшму: закалка 535° С в воду, старение — при температуре 185° С, 10 час. Деформированные сплавы под вергали термической обработке по такому же режиму.
Введение в сплав 1 % Fe приводит к образованию фазы Al7 Cu2 Fe. Указанная фаза кристаллизуется в виде эвтектики а и выделения фазы Al7 Cu2 Fe пластинчатой формы и отдельных первичных частиц компактной формы (рис. 73, а).
Введение в сплав 1% Ni приводит к образованию эвтектики а+выделение фазы Ale Cu3 Ni, которая кристаллизуется в весьма
разветвленной |
форме в виде «елочек» |
(рис. 73, б). |
|
Совместное |
введение в сплав железа и никеля |
в соотношении |
|
1 : 1 приводит |
к образованию фазы Al9 FeNi, которая образует |
||
эвтектические |
выделения округлой |
каплевидной |
формы [135]. |
Это связано с тем, что фаза Al9 FeNi кристаллизуется при темпера туре 640° С в окружении жидкой эвтектики, затвердевающей в смесь a+Al2 CuMg с температурой плавления 507° С (рис. 73, в). При введении железа и никеля по 1,5% каждого в структуре сплава наблюдаются первичные частицы Al9 FeNi, кристаллизую щиеся в основном в виде ромбов (рис. 73, г). При избытке железа
89
Т а б л и ц а 12
Химический состав, механические свойства и время до разрушения при 300° С алюминиевых сплавов системы AI—Си—Mg с добавками металлов переходных групп
сгілавов |
|
омера |
состояние |
|
|
К |
|
1 |
Литой |
2
3
4
5
6
7
8
9Деформи
10рованный
13
15
16
17Без
добавок
18Литой
28Деформи
29рованный
31
32
33
34
35
36
37
38
Химический |
состав , |
/0 |
|
|
|
Механические |
0 |
|||||
|
|
|
со üa |
|||||||||
|
|
|
свойства |
|
||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
a? «s |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
о |
AI |
Си |
Mg |
Fe |
Ni |
Ti |
Zr |
Cr |
|
|
|
с |
« в Д |
- |
І |
|
S St, |
|||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
о |
* |
|
го |
Пай |
Ост. |
2,2 |
1,6 |
|
|
|
|
|
31,3 |
21,2 |
12,7 |
|
|
|
|
|
1,0 |
1,0 |
|
|
|
28,1 |
20,1 |
13,6 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
28,8 |
20,9 |
13,8 |
|
||
|
|
|
1,0 |
1,0 |
|
|
|
38,6 |
23,7 |
11,2 |
- |
|
|
|
|
1,2 |
1,2 |
|
|
|
39,0 |
25,2 |
7,6 |
||
|
|
|
1,5 |
1,5 |
|
|
|
39,5 |
27,2 |
2,9 |
||
|
|
|
1,5 |
1,0 |
|
|
|
37,0 |
23,5 |
7,3 |
||
|
|
|
1,0 |
1,5 |
|
|
|
35,5 |
24,5 |
9,4 |
|
|
Ост. |
2,2 |
1,6 |
|
|
|
|
|
38,8 |
25,0 |
19,6 |
51 |
|
|
|
|
0,5 |
0,5 |
|
|
|
38,6 |
24,6 |
21,6 |
50 |
|
|
|
|
0,8 |
0,8 |
|
|
|
40,1 |
25,5 |
21,2 |
56 |
|
|
|
|
1,0 |
1,0 |
|
|
|
43,2 |
27,5 |
17,9 |
58 |
|
|
|
|
1,2 |
1,2 |
|
|
|
42,5 |
27,4 |
18,7 |
60 |
|
|
|
|
1,5 |
1,5 |
|
|
|
42,0 |
26,0 |
18,2 |
50 |
|
|
|
|
1,3 |
0,8 |
|
|
|
43,2 |
27,5 |
17,9 |
58 |
|
|
|
|
0,8 |
1,3 |
|
|
|
40,8 |
26,7 |
21,0 |
56 |
|
Ост. |
2,2 |
1,6 |
1,2 |
1,2 |
|
|
|
35,9 |
31,2 |
2,9 |
75 |
|
|
|
|
39,2 |
33,2 |
2,4 |
105 |
||||||
|
|
|
1,2 |
1,2 |
0,1 |
|
|
|||||
|
|
|
1,2 |
1,2 |
0,3 |
|
|
39,7 |
31,8 |
4,0 |
203 |
|
|
|
|
1,2 |
1,2 |
0,5 |
|
|
35,5 |
29,7 |
2,0 |
156 |
|
|
|
|
|
|
|
0,1 |
|
36,6 |
31,1 |
1,0 |
90 |
|
|
|
|
|
|
|
0,3 |
|
37,7 |
31,2 |
2,6 |
163 |
|
|
|
|
|
|
|
0,5 |
|
36,3 |
31,9 |
1,4 |
105 |
|
|
|
|
|
|
|
|
ОД |
36,0 |
28,7 |
4,2 |
110 |
|
|
|
|
|
|
|
|
0,3 |
34,8 |
30,3 |
1,2 |
265 |
|
|
|
|
|
|
|
|
0,5 |
33,0 |
27,6 |
2,3 |
327 |
|
|
|
|
|
|
|
|
0,8 |
33,7 |
27,8 |
1,8 |
90 |
|
Ост. |
2,2 |
1,6 |
1,0 |
1,0 |
ОД |
|
|
39,6 |
24,2 |
14,7 |
67 |
|
|
|
|
|
|
0,2 |
|
|
40,8 |
25,6 |
16,0 |
62 |
|
|
|
|
|
|
0,3 |
|
|
40,4 |
24,9 |
14,0 |
57 |
|
|
|
|
|
|
0,4 |
|
|
44,2 |
25,3 |
12,1 |
43 |
|
|
|
|
|
|
|
0,1 |
|
45,4 |
39,0 |
10,5 |
37 |
|
|
|
|
|
|
|
0,2 |
|
44,1 |
37,2 |
12,4 |
32 |
|
|
|
|
|
|
|
0,3 |
|
46,4 |
38,3 |
11,2 |
28 |
|
|
|
|
|
|
|
|
0,3 |
37,1 |
27,4 |
16,5 |
131 |
|
|
|
|
|
|
|
|
0,5 |
40,0 |
29,0 |
14,4 |
133 |
|
|
|
|
|
|
|
|
0,7 |
36,2 |
22,2 |
15,8 |
52 |
|
|
|
|
|
|
|
|
0,9 |
34,5 |
21,4 |
11,3 |
41 |
или никеля над количеством, необходимым для образования фазы AlgFeNi, образуются дополнительно эвтектические выделения соответственно фаз Al,Cu2 Fe или Ale Gu3 Ni.
В литых сплавах, содержащих железо и никель, наблюдается повышение прочностных характеристик (пределов прочности и текучести) и понижение относительного удлинения, что связано, во-первых, с образованием каркаса из эвтектических выделений по границам зерен, а во вторых с уменьшением величины зерна
по сравнению со сплавом, не содержащим |
указанных |
элементов. |
||
Это согласуется с |
данньши |
работы [115], в которой |
показано, |
|
что максимальный |
уровень |
прочностных |
свойств обеспечивается |
всплавах, в которых образуется фаза Al9 FeNi.
Всплавах, где железо или никель имеются в количествах, больших, чем необходимо для образования этой фазы, образуются,
как указывалось выше, |
фазы, содержащие медь, что приводит |
к обеднению а-твердого |
раствора и уменьшению прочности |
сплавов. |
|
Исследование деформационного микрорельефа свидетельствует, что в сплавах, содержащих железо и никель, в отличие от сплавов без добавок, трещины, распространяющиеся по границам зерен,
встречают на своем пути частицы интерметаллических |
фаз. На |
|
рис. 74 видно, что эти фазы тормозят |
распространение |
трещин. |
Трещине для огибания фаз требуется |
дополнительная |
энергия, |
кроме того, интерметаллидные фазы служат своеобразными ши
пами, скрепляющими соседние зерна. |
Все это приводит к |
тому, |
что каркас из эвтектических выделений |
по границам зерен |
дол |
жен способствовать как повышению прочности сплавов, так и уве личивать длительность жизни сплавов после возникновения микро трещин до разрушения. При этом разрушения самих частиц интерметаллидов не наблюдается.
Действительно, кривые, |
приведенные |
|||
на рис. 75, подтверждают, |
что при дефор |
|||
мировании растяжением сплава |
AI—2,2% |
|||
Си—1,6% Mg после достижения |
макси |
|||
мальной нагрузки на границах |
зерен об |
|||
разуются микротрещины, |
которые |
быстро |
||
развиваются и приводят |
к |
разрушению |
||
образцов. Так, при скорости |
деформирова |
|||
ния 240"6 м/сек от момента |
зарождения |
|||
трещин до разрушения образца |
проходит |
Рис. 75. Изменение напряжения при растяжении литого сплава AI — 2,2% Си—1,6% Mg с добав ками
1 — 1% Fe+1% Ni; 2 — 1% Fe; з — 1% Ni; 4 — без добавок. Температура испытания 300" С, скорость де формирования 2-10-« м/сек Стрелками отмечено возникновение трещин
й,кГ/мліг 4Б г
•
г
44
\ /
12
40 и/У
s |
\ |
40 4S- ѵ,шрі
91