книги / Разрушение твердых тел

области вязкого разрушения, покрытые ямками, которые могли возникнуть в полосах скольжения в результате слияния трещин привязкой разрыве. Образцы, состаренные более 8 суток при 135 С, обнаруживают излом типа конуса и чашечки.

Сплав L 65:А1 (промышленной чистоты) + 3,95% Си + 1% Mg

Данный сплав закаливается на твердый раствор при 505° С; часть образцов подвергали старению при 165° С. Изменение ме­ ханических свойств сплава после описанной термической обра­ ботки показано на рис. 21. Термическая обработка мало изменя-

После закалки на твердый раствор при деформировании появ­ ляется прерывистое течение, однако величина спадов мала по сравнению со сплавом DTD 683 и старение в течение 0,7 суток при 165° С приводит к полному исчезновению зубчатости на диаг­ рамме растяжения. Разрушение образцов, закаленных на твер­ дый раствор, происходит под углом 45° к оси образца и сходно с разрушением сплава DTD 683, закаленного на твердый раствор, если не считать того, что у первого сплава не образуется прохо­ дящая через все сечение образца трещина по одной из полос скольжения; трещина здесь испытывает ряд отклонений и в ре­ зультате соединяет ряд относительно небольших полос деформа­ ции. Старение продолжительностью 0,05—1,0 суток приводит к разрушению типа чашечка — конус, а в разрушенной под углом 45° части образца наблюдается значительная локальная дефор­ мация и образование полос сброса в волокнистой структуре. У образцов, состаренных в течение 3—7 суток, наблюдается раз-

состарен до состояния высокой пластичности, или для относи­ тельно тонких листов.

ОБСУЖДЕНИЕ

При обсуждении экспериментальных данных, приводимых в предыдущих разделах, будем рассматривать каждый сплав от­ дельно.

Сплав на основе сверхчистого алюминия, содержащий 7,3% Zn и 2,6% Mg

Развитие продольных интеркристалдитных трещин в образцах из данного сплава, закаленных на твердый раствор или после кратковременного старения (после закалки на твердый раствор), оказалось несколько неожиданным, так как конечное разруше­ ние является транскристаллитным. Развитие этих трещин не мо­ жет быть целиком связано с действием поперечных напряжений, возникающих из-за развития шейки, так как подобное уменьше­ ние поперечного сечения, наблюдающееся у перестаренных образцов, не приводит к развитию продольных трещин. Представ­ ляется более вероятным, что развитие продольных трещин боль­ ше связано с состоянием границ зерен, которые не могут проти­ востоять без предварительного перестаривания сплава совмест­ ному действию проскальзывания и нормальных напряжений. Также достаточно трудно объяснить существование «непродвигающихся» поверхностных трещин в образцах после кратковре­ менного старения. Вполне вероятно, что здесь сказывается взаимодействие между материалом образца и атмосферой печи; предполагаются дальнейшие исследования этого явления. Неожи­ данным оказался также большой диапазон продолжительностей старения, при которых разрушение данного сплава является интеркристаллитным, хотя это и можно объяснить, исходя из предположения о том, что перестаривание границ зерен до равно­ весного состояния происходит за весьма короткий начальный пе­ риод. Тогда прочность тела зерна не может быть выявлена при испытании, так как к тому моменту, когда должен быть достигнут предел текучести зерен, претерпевающих деформационное упроч­ нение, уже произойдет интеркристаллитное разрушение. Можно предположить, что интеркристаллитное разрушение рассматри­ ваемого материала является вполне хрупким и что оно начинает­ ся с разрушения выпавших по границам зерен дисперсных частиц или с потери связи между ними и телом зерна. Образовавшиеся таким образом трещины разрастаются под действием приложен­ ного напряжения в линзообразные пустоты, вероятно, связанные с полосами сброса У их вершины, до тех пор, пока достаточное число пустот не превзойдет критического размера и не произой-

5 Зак. 351 65

дет катастрофическое разрушение. Такая последовательность процессов схематично показана на рис. 23, а. Можно, правда, выдвинуть возражение, что медленное развитие трещин до кри­ тического размера невозможно, так как острота начальной тре­ щины, возникшей в результате разрушения частицы включения, должна притупиться из-за пластической деформации. В резуль­ тате должно уравновеситься повышение концентрации напряже­ ний, связанное с увеличением диаметра пустоты. Однако весьма малая ширина обедненной легирующими компонентами пригра­ ничной зоны в рассматриваемом сплаве ограничивает величину

а

Рис. 23. Стадии роста линзообразных пустот под дейст­ вием растягивающих напряжений, направленных перпен­ дикулярно границе зерен:

а— обедненная зона по границам зерен твердого раствора отсут­ ствует; б — радиус вершины ограничивается обедненной зоной

максимального радиуса закругления вершины трещины, так что ее следует рассматривать как медленно растущую трещину Гриф­ фитса с постоянным радиусом вершины (рис. 23, б). Другая воз­ можность сводится к тому, что трещина, зарождается при раз­ рушении частицы включения вне границы зерна и медленно растет, пока не проникнет в границу, только тогда ее рост приоб­ ретает катастрофический характер. Наконец, можно предполо-* жить, что разрушение связано с прорывом трещины через дисло­ кационные барьеры полос сброса, имеющихся у ее вершины.

Однако вполне вероятно, что в данном сплаве происходит истинное разрушение по границам зерен, так как фасетки изло­ ма характеризуются высокой степенью совершенства и наблю­ даемые распределение и величина частиц выделений совпадают с данными, полученными при электронной микроскопии «на про­ свет» состаренных фольг данного материала.

Биверсом и Хоникомбом i[7] поведению состаренных на максимум прочности монокристаллов алюминиевого сплава с 5,5% Си, разрушение которых происходит по активным плоскостям сколь­ жения и в широкой области ориентаций подчиняется закону кри­ тических касательных напряжений. Интересно отметить, что в этом сплаве не наблюдается интеркристаллитное разрушение, и это почти определенно можно связать с тем, что вследствие волокнистой структуры лишь небольшое число границ зерен ориентировано нормально к направлению действия главных рас­ тягивающих напряжений в образце. При испытании поперечных образцов данного сплава разрушение носит совершенно хрупкий

Поведение этого сплава после закалки на твердый раствор аналогично поведению сплава DTD 683 после такой же обработ­ ки. Основное отличие состоит в том, что полосы деформации, возникающие в результате прерывистого течения, не распростра­ няются поперек всего образца и поверхность разрушения соеди­ няет ряд дискретных полос деформации. Сравнение этих двух сплавов является хорошим примером того, каким образом вид деформации, предшествующей разрушению, определяет после­ дующее вязкое разрушение в результате локализации пластиче­ ского течения.

Двойное разрушение под углом 45° в данном сплаве пока не нашло четкого объяснения, так как оно не связано с активными полосами скольжения. Можно надеяться, что исследование этой проблемы приведет к разработке более чувствительных методов выявления следов скольжения в сечении образца.

Разрушение листов

Рассмотренная Коттреллом [8] тенденция к образованию «языкообразного» фронта трещин у ряда материалов может быть связана отчасти с системой напряжений в образце, а отчасти со свойствами самого материала. Разрушение легче всего разви­ вается у вершины «языка» трещины, где деформация наиболее затруднена и отношение нормальных напряжений к касательным имеет максимальную величину; в то же время у поверхности листа, где пластическая деформация происходит более легко, разрушение замедляется. Такой вид разрушения следует отнести к преимущественно хрупкому, ибо пластическая деформация за­ медляет разрушение; Коттрелл установил, что такая картина разрушения наблюдается вне зависимости от точного механизма разрушения.

хрупкое разрушение по полосам скольжения и возможно, что оно связано с выделениями по полосам скольжения.

5. Разрушение листовых образцов можно признать хрупким или вязким в зависимости от того, способна ли трещина распро­ страняться, и различие не связано с собственно механизмом раз­ рушения.