книги / Структура и усталостное разрушение металлов

роль структуры в зарождении и развитии усталостной повреждаемости, разрушения, а также циклического ра­ зупрочнения.

ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНОЙ НЕОДНОРОДНОСТИ СТАРЕЮЩИХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ НА РАЗВИТИЕ УСТАЛОСТНОЙ ПОВРЕЖДАЕМОСТИ И РАЗРУШЕНИЯ

Остановимся на основных закономерностях распада пересыщенного твердого раствора, обусловливающего интенсивное дисперсионное упрочнение сплавов на ос­ нове железа, никеля, алюминия, титана и других метал­ лов. Рассмотрим также некоторые механизмы диспер­ сионного, упрочнения двухфазных сплавов.

В алюминиевых сплавах, которые наиболее широко используются в промышленности и являются хорошим модельным материалом, в зависимости от состава и ре­ жима старения образуются различные по морфологии, размеру и распределению дисперсные выделения. Боль­ шинство предложенных механизмов развития цикличес­ кого разупрочнения разработано на основе изучения по­ ведения алюминиевых сплавов, относящихся к системам^ А1—Си (модельная система), А1—Си—Mg и А1—Zn— Mg. Эти системы являются основой большинства про­ мышленных термически обрабатываемых сплавов. Рас­ смотрим более подробно структурные изменения, проте­

кающие при старении сплавов систем А1—Си и А1—Zn— Mg.

В этих сплавах в условиях естественного старения при'комнатной температуре образуются зоны Гинье— Престона. В модельных А1—Cu-сплавах зоны Гинье — Престона существуют вплоть до температуры 200° С. Однако число их уменьшается, начиная с температуры отпуска ~130° С. Зоны Гинье — Престона представляют собой сегрегации одного или нескольких слоев атомов меди по плоскостям матрицы типа {100}, находящихся в полной когерентной связи с решеткой алюминия. Раз­ мер зон зависит от температуры старения и составляет

В условиях искусственного старения общепринятой является следующая схема распада пересыщенного твер­ дого раствора А1—Cu-сплава: твердый раствор-*-0"-»-

Исключительно велика роль обедненных зон в разви­ тии усталостной повреждаемости и разрушения. Как бу­ дет показано ниже, в пределах обедненных зон возмож­ на миграция границ зерен, перестаривание и зарождение устойчивых полос скольжения. Например, в сплаве А1+ -(-6,5% Zn вдоль границ обедненных зон в процессе ус­ талости происходит выделение довольно крупных частиц гексагональной т]-фазы [121]. После гомогенизации и закалки в пределах обедненных зон не было выявлено ни дислокационных петель, ни зон Гинье — Престона, характерных для остального объема зерен. При цикли­ ческом деформировании с амплитудой напряжения, меньшей чем предел упругости, в пределах обедненных) зон происходит интенсивная пластическая деформация. Дислокации, скорее всего генерируемые границей зерна, пересекают обедненную зону и скапливаются на ее гра­ нице. Образуются мощные дислокационные сплетения. В какой-то момент начинает мигрировать граница зерен. Величина этой миграции равна ширине обедненной зоны, в данном случае ~ 1 мкм. Возможно, что миграция гра­ ниц зерен связана с влиянием полей напряжений от дислокаций, аккумулированных при деформации в пре­ делах обедненной зоны, как это предположили Киритани и Вейсман.

Отсутствие выделений в обедненной зоне до испыта­ ний на усталость предполагает, что атомы цинка оста­ ются в твердом растворе. Подвижности атомов цинка при комнатной температуре недостаточно для образова­ ния частиц трфазы. Миграция границ зерен в процессе нагружения, по-видимому, существенно увеличивает осо­ бенно вдоль границ зерен скорость диффузии атомов цинка. Не исключается также ускорение диффузии бла­ годаря дислокациям, образующим в данном случае сложные конфигурации типа клубков и сплетений.

Большой интерес вызвало сообщение [122] о влиянии ширины обедненных зон на скорость роста трещины на стадии I. Линч и Райдер считают, что широкие обеднен­ ные зоны вдоль границ зерен облегчают протекание про­ цессов пластического притупления у вершины трещины.

Лэйрд и Томас [123] выдвинули гипотезу о неодно­ родности процесса старения дисперсионно-упрочняемых сплавов как причину развития в процессе усталости цик­ лического разупрочнения. Многочисленными исследова­ ниями последних лет показано, что исходная неоднород­

1. Локальное перестаривание в пределах полос сколь­ жения (Мак-Эвели и Беттнер [92, с. 191] и [126, 127].

2. Растворение когерентных и полукогерентных ча­ стиц выделений при возвратно поступательном движении дислокаций через частицы (Мак-Эвели и Беттнер [92,

с.191]).

3.Разупорядочение дисперсной фазы при многократ­ ном перерезании дислокациями частиц выделений [119].

4.Диффузионное растворение частиц выделений [122, 128, 129].

5.Перестроение дислокационной структуры несоот­

ветствия у частиц выделений [130].

Кроме выше перечисленных механизмов циклическо­

градусов. Однако эти механизмы разупрочнения не по­ лучили экспериментального подтверждения. Практичес­ ки все механизмы разупрочнения за исключением 5-го предусматривают локализацию деформации в отдельных зонах или активных полосах скольжения.

Изучая структурные изменения в процессе статичес­

Этому способствует ряд факторов. Во-первых, скорость диффузии возрастает из-за увеличения при пластичес­ кой деформации концентрации точечных дефектов. Вовторых, рост плотности дислокаций обеспечивает пред­ почтительные пути диффузии растворенных атомов. При этом отдельные частицы выделений укрупняются, дру­ гие, более мелкие — растворяются. В результате возни­ кают свободные от частиц выделений зоны, в которых и происходит дальнейшая локализация пластической де­ формации.

Мак-Эвели и Беттнер [92, с. 191] изучали нестабиль­ ность структуры в процессе циклического нагружения алюминиевого сплава системы А1—Си—Mg—Мп (2024Т4). Образцы подвергали циклическому деформирова­ нию длительностью 10% от ожидаемой долговечности при напряжении 17,5 кгс/мм2, затем выдерживали их 16 ч при 150° С и снова подвергали циклическому нагру-

жёнию до разрушения. Средняя долговечность образцов этой группы была примерно вдвое выше, чем образцов, не подвергавшихся промежуточной обработке. Таким образом, термическая обработка не только залечивала повреждения, но и повышала механические свойства сплава. По мнению Мак-Эвели и Беттнер [92, с. 191], полученные результаты однозначно свидетельствуют о том, что на ранних стадиях циклического нагружения происходит растворение частиц дисперсной фазы. В слу­ чае перестаривания такая промежуточная обработка должна была бы повлечь за собой дальнейшее перестаривание материала и в результате должна была приве­ сти к снижению, а не к повышению долговечности, ко­ торое в действительности наблюдалось. По данным Кра­ узе и Лэйрда [119], холодное деформирование после об­ работки на твердый раствор и последующее старение увеличивает циклическую прочность (на базе 106 цик­ лов) сплава А1+4% Си на 30% по сравнению с матери­ алом, не подвергшимся механической обработке.

Развивая идеи Келли и Файна, Мак-Эвели и Беттнер [92, с. 191] пришли к выводу, что механизм растворения дисперсных выделений связан с движением дислокаций через когерентные зоны или полукогерентные частицы выделений. Возвратно поступательное движение дисло­ каций через эти зоны при циклическом нагружении при­ водит к их раздроблению до блоков субкритических раз­ меров, и тогда атомы элементов, образующих выделения, вновь переходят в твердый раствор, или распределяются по стенке дислокаций. Изучая сплав А1+4% Си МакЭвели, Кларк и Утлей нашли, что циклическое разупроч­ нение происходит в том случае, если микроструктура содержит когерентные 0"-выделения, которые перереза­ ются дислокациями или растворяются в матрице. Позд­ нее Кларк и Мак-Эвели (1964 г.) с помощью электрон­ ного микроскопа действительно обнаружили появление в сплаве А1+4% Си областей, свободных от выделений. Они предположили, что выделения 0"-фазы растворяют­ ся в процессе циклического деформирования, тем самым создавая «мягкие» области, в которых легко зарожда­ ются и растут трещины. Процесс растворения дисперс­ ных выделений может занимать значительную долю дол­ говечности образца, в результате чего в сплавах зарож­ дение трещин происходит позже, чем в чистых металлах. В пользу вторичного растворения полукогерентных ча­

стиц т^'-фазы в сплавах системы А1—Zn—Mg как при­ чине низких усталостных свойств, высказывается и Стаббингтон.

Эффект разупрочнения обнаружен не только в алю­ миниевых сплавах. Сплав Udimet 700, содержащий мел­ кодисперсные частицы упорядоченных у'-выделений, до­ вольно быстро упрочняется до некоторого пикового уров­ ня напряжений с последующим постепенным разупроч­ нением [132]. При этом циклическое разупрочнение обусловлено разрушением частиц у'-фазы. Склонность к разупрочнению в процессе циклического нагружения от­ мечается также в сплаве А1+ 4% Си, термически обра­ ботанном на твердый раствор [119]. Следует, однако, иметь в виду, что при комнатной температуре распад твердого раствора происходит за очень короткое время. Длительность старения сплава А1 + 4% Си при комнат­ ной температуре при заданной амплитуде деформирова­ ния изменяет характер кривой усталости. Подобный характер изменения кривой усталости указывает на интен­ сивный распад твердого раствора. Типичные кривые цик­ лически разупрочняющихся алюминиевых сплавов пред­ ставлены на рис. 38, а [119]. После достижения пика упрочнения в сплаве А1+ 4% Си, содержащем б^-выде- ления, начинается процесс разупрочнения. С этого мо­ мента в материале развиваются интенсивные полосы Деформации, которые при большой амплитуде деформа­

разупорядочения. В процессе циклического деформиро­ вания дислокации непрерывно проникают в выделения и

Рис. 38. Кривые циклического упрочнения и разупрочнения сплава AI + 4% Си, содержащего упорядоченные выделения 0"-фазы (а) и мелкие (б) выделения неупорядоченной О'-фазы (цифрами у кривых указаны амплитуды деформи­ рования) [П9]

порожисты и при взаимодействии дислокаций конфигу­ рация и распределение их изменяются, то траектория реверсивного движения дислокаций довольно неопреде­ ленная. Это обстоятельство вызывает механическое пе­ ремешивание атомов в пределах выделений, тем самым вызывая разупорядочение частиц второй фазы. Устране­ ние вклада компоненты упорядочения в общий уровень упрочнения сопровождается разупрочнением сплава.

Для оценки эффекта разупрочнения предложена сле­ дующая зависимость:

G1/2 b2

где у — энергия антифазной границы; f и R — объемная доля и средний диаметр выделений; G — модуль сдвига; b — вектор Бюргерса.

Да=8,4 кгс/мм2. Экспериментально наблюдаемая величи­

циклическом нагружении с меньшей амплитудой дефор­ мации, где, вероятно, механическое перемешивание бо­ лее полное, то совпадение экспериментальных и расчет­ ных значений следует признать удовлетворительным.

Сплав А1 + 4% Си, содержащий частично когерент­ ные тетрагональные О'-выделения, не показывал, разу­ прочнения в процессе циклического нагружения (рис. 38,6). Уровень напряжений насыщения сущест­ венно зависит от размера О'-выделений. Уменьшение расстояния между частицами второй фазы сопровож­ дается повышением как напряжения циклического на­ сыщения, так и напряжения течения материала при ста­ тическом нагружении [119].

В работе [119] сделана попытка проверить гипотезу разупорядочения. Образец сплава А1 + 4% Си, содержа­ щий О'^выделения, деформировали с Дер = ±0,25% до числа циклов, соответствующих началу разупрочнения. Затем образец удаляли из испытательной машины, ста­ рили при 160° С, 0,5 ч механически и электролитически полировали (0,075 мм на сторону) и снова монтировали в испытательную машину. Из предшествующих опытов было известно, что столь непродолжительное старение