Файл: Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях..pdf

ФАКТОРЫ, С В Я З А Н Н Ы Е С ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКОЙ

Гомогенизация

В реальных литых алюминиевых сплавах, представляющих пересыщенные твердые растворы, в межосных пространствах дендритов при неравновесной кристаллизации выделяются вторые фазы — интермета ллиды, образованные основными легирующими элементами и не перешедшие в твердый раствор.

В случае неполной гомогенизации сплавов выделения указан­ ных фаз в структуре могут сохраниться и должны оказывать влияние на характер разрушения сплавов.

Влияние указанных остаточных вторых фаз изучалось на при­ мере литого сплава AI — 9,5% Mg без добавок и с добавками 0,2% Ті, 0,2% Zr, 0,1—0,2% Mo, 1% Мп, в котором образуются вы­ деления ß-фазы (Al5 Mg8 либо Al3 Mg2 ).

Исследование поведения выделений этой фазы при деформи­ ровании растяжением показало, что эти выделения хрупко раз­ рушаются при локальной деформации менее 1% и напряжениях, близких к пределу текучести образца (рис. 89). Образовавшиеся внутри хрупкой 3-фазы трещины дальше развиваются по грани­ цам зерен. Локальная деформация участков, в которых проис­ ходит разрушение, определяется в основном раскрытием этих трещин. При наличии в структуре указанной фазы резко падает работа разрушения сплава (табл. 18).

Т а б л и ц а 18

Влияние гомогенизации на механические свойства и работу разрушения сплава А ! — 9 , 5 % Mg

зации

Таким образом, одним из технологических дефектов, завися­ щих от полноты прохождения гомогенизирующего отжига, яв­ ляется остаточная 3-фаза, приводящая к возникновению заро­ дышевых трещин при напряжениях, близких к пределу теку­ чести, и локальной деформации порядка 1% и особенно опасных тем, что они располагаются по границам зерен. В связи с тем, что для модифицирования структуры и торможения процессов распада а-твердого раствора в сплавы системы алюминий—маг­ ний вводят добавки переходных металлов, изучалось влияние

107

добавок циркония, титана, марганца на кинетику растворения остаточной ß-фазы при гомогенизации.

Полученные результаты свидетельствуют, что добавки титина, циркония и марганца существенно тормозят скорость растворения остаточной ß-фазы. Возможно, это происходит в связи с внедре­ нием атомов этих металлов в решетку алюминия, что ведет к огра­

переходных металлов в алюминии, изучалось влияние продол­ жительности гомогенизации и последующей закалки на измене­ ние тонкой структуры и механических свойств сплава.

В сплавах с добавками титана и циркония с увеличением продолжительности гомогенизации наблюдается повышение пре­ дела текучести при некотором снижении пластичности. В спла­ вах, содержащих марганец, с увеличением продолжительности гомогенизации повышение предела текучести сопровождается резким падением пластичности (табл. 20).

Тот факт, что в двойной системе AI—Mg такого прироста прочностных свойств не наблюдается, дает возможность предпо­ ложить, что указанные добавки (титан, цирконий, марганец) спо­ собствуют повышению этих свойств вследствие дополнительного распада а-твердого раствора тугоплавких элементов в алюминии.

Теоретически можно допустить, что насыщение решетки алю­ миния магнием и искажения ее при этом могут вызвать выделе­ ние третьего компонента, а именно мелкодисперсных выделений интерметаллических фаз A l 3 T i , Al3 Zr, Al„Mn и др.

Исследование изменения тонкой структуры гомогенизирован­ ных и закаленных сплавов подтвердило, что действительно при тем-

108

ляция дисперсных выделений марганца в алюминии и увеличива­

Итак, введение в сплав добавок переходных металлов повы­ шает прочностные характеристики сплавов, однако замедляет скорость процессов гомогенизации за счет торможения процес­ сов диффузии магния в алюминии.

При введении указанных элементов необходимо выбирать продолжительность гомогенизации с таким расчетом, чтобы она

и скорость выделения продуктов распада по границам зерен выше, чем по объему зерна, было проведено исследование влияния режи­ мов искусственного старения на разрушение деформированного сплава системы AI—Си—-Mg—Fe—Ni.

Влияние режимов искусственного старения на протекание пластической деформации и работу разрушения изучалось на сплаве АК4-1 стандартного состава при температурах 20 и 300° С. Сплав закаливали с температуры 535 + 5° С в воду и подвергали старению по различным режимам.

Для исследования были выбраны следующие режимы старения: 1) при 185° С в течение 10 час — стандартный режим старения, обеспечивающий высокие значения предела прочности и относитель­

ного удлинения сплава; 2) при 200° С в течение 20 час — высокотемпературный ре­

жим старения, обеспечивающий максимальные значения предела

начальной стадией перестаривания сплава при сохранении до­ статочно высоких прочностных характеристик и длительной прочности.

Механические свойства и длительная прочность сплава АК4-1 после старения по вышеуказанным режимам приведены в табл. 21.

Исследование характера разрушения сплава АК4-1, состарен­ ного по вышеуказанным режимам, показало, что характер раз­ рушения сплавов одинаков. Зарождение трещин происходит в грубых полосах скольжения при степенях деформации, близких к разрушению (рис. 91). Избыточные частицы фазы Al9 FeNi бло­ кируют распространение грубых полос скольжения и тормозят раз­ витие трещин. Разрушение носит транскристаллический характер.

Данные по определению разрушающего напряжения и работы разрушения сплава после старения по различным режимам при­ ведены в табл. 22.

110