CC BY
13
-Ф-
_МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ_
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор Е.Б. Качанов
УДК 621.771.23:669.715
РАЗВИТИЕ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА ПЛИТ ИЗ ЖАРОПРОЧНОГО ДЕФОРМИРУЕМОГО АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА АК4-1. ЧАСТЬ 4. ВЛИЯНИЕ СОСТАВА СПЛАВА И СТРУКТУРЫ ПОЛУФАБРИКАТОВ НА ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ И УСТАЛОСТНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ
В. В. Телешов, докт. техн. наук (ОАО «ВИЛС», e-mail: [email protected])
Рассмотрено влияние состава сплава АК4-1 и структуры полуфабрикатов на вязкость разрушения и усталостные характеристики. Описаны основные закономерности изменения вязкости разрушения и сопротивления МЦУ в зависимости от структуры изделия.
Ключевые слова: сплав АК4-1, количественные параметры структуры плит, вязкость разрушения К1с, сопротивление МЦУ.
Development of a Technology for Production of AK4-1 High-Temperature Wrought Aluminium Alloy Plates. Part 4. The Effect of an Alloy Composition and a Semiproduct Structure on Fracture Toughness and Fatigue Properties.
V.V. Teleshov.
The effect of an AK4-1 alloy composition and a semiproduct structure on fracture toughness and fatigue properties are discussed. Main regularities of a change in fracture toughness and LCF resistance depending on a product structure are described.
Key words: AK4-1 alloy, quantitative plate structural parameters, fracture toughness (K1c), LCF resistance.
Введение
В предыдущей части настоящей работы [1] приведены данные о влиянии состава и некоторых параметров технологии на механические свойства при растяжении плит из сплава АК4-1. Однако эти свойства не позволяют предсказывать поведение изделий с трещиной, появившейся в процессе эксплуатации. Во второй половине прошлого века интенсивно развивались способы определения характеристик трещиностойкости авиационных материалов, знание которых позволяет прогнозировать поведение изделий, в которых по
тем или иным причинам появились трещины [2-5]. Для толстых полуфабрикатов, в частности катаных плит, наибольшее распространение получил критический коэффициент интенсивности напряжений в условиях плоской деформации К"1с, называемый также вязкостью разрушения, поскольку определяется энергетическими затратами на возникновение новой поверхности разрушения при вязком разрушении. Разрушение образца или изделия с трещиной происходит при достижении в процессе нагружения критического коэффициента интенсивности напряжений, когда запа-
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
сенная в образце энергия становится равной энергии, требуемой на образование новой поверхности разрушения.
Экспериментально определенное значение К"1с при разрушении образца с выращенной усталостной трещиной позволяет по данному уровню действующих напряжений рассчитать величину трещины, при которой произойдет разрушение детали, или по данной длине трещины определить безопасный уровень напряжений [3]. Основные методические вопросы определения вязкости разрушения и ее величина в полуфабрикатах из основных алюминиевых сплавов изложены в монографиях [2, 3].
Аналогичной характеристикой для тонких полуфабрикатов является критический коэффициент интенсивности напряжений в условиях плоского напряженного состояния (Кс или К^], определяемые с учетом подрастания трещины в процессе нагружения или без него.
Вязкое разрушение образца с трещиной обусловлено процессом нарушения сплошности материала в ее вершине, затраты энергии на который зависят от структуры материала в вершине распространяющейся трещины. В связи с этим, вязкость разрушения является структурно чувствительной характеристикой и связана со многими факторами, как определяющими структуру материала в вершине трещины - химическим составом сплава и режимом термической обработки, так и зависящими от нее, например, уровнем механических свойств на растяжение. На анизотропию вязкости разрушения влияет вид полуфабриката и ориентация трещины относительно течения металла при изготовлении полуфабриката.
Однако прежде чем произойдет разрушение, должна появиться усталостная трещина и вырасти до критических размеров. Для оценки этой стадии разрушения проводят определение скорости роста усталостной трещины (СРТУ) на образцах определенной формы, позволяющих определить СРТУ при разных значениях изменения ДК, обычно до 30 МП^Тм. Для совместной оценки появления и распространения трещины образцы испытывают при циклическом нагружении с разными параметрами цикла. Для полуфабрикатов из авиационных конструкционных сплавов наиболее распространены испытания на малоцикловую усталость (МЦУ), отличающиеся малой час-
тотой приложения циклической нагрузки, обычно до 5 Гц, и наличием в образце концентратора напряжений, у которого зарождается усталостная трещина. Долговечность образца до разрушения в этих условиях при заданном максимальном напряжении цикла зависит от числа циклов до появления усталостной трещины и числа циклов ее роста до разрушения, когда длина трещины и действующее напряжение соответствуют вязкости разрушения данного материала.
Одним из основных объектов приложения этих испытаний являются плиты из алюминиевых сплавов авиационного назначения, в том числе из сплава АК4-1ч, для которых в ОСТ 1 -90117-83 предусмотрено определение К|с. Сдаточные испытания на МЦУ плит из сплава АК4-1 чТ1 в директивной документации не предусмотрены. Оценка сопротивления МЦУ проводилась в опытном порядке в отраслевых институтах для расчетов уровня долговечности изделий.
В процессе исследования характеристик трещиностойкости опытных и серийных плит были получены многочисленные данные об этих свойствах, частично опубликованные в доступной литературе. Ниже рассмотрены вытекающие из этих данных закономерности влияния состава сплава АК4-1ч и структуры полуфабрикатов на вязкость разрушения и усталостные характеристики.
Вязкость разрушения
полуфабрикатов из сплава АК4-1Т1
К1С определяют на компактных образцах, форма и возможное расположение которых относительно геометрии полуфабриката приведены на рис. 1. Для оценки вязкости разрушения материала в исследовательских целях используют образцы трех ориентаций - ДП, ПД и ВД. Как сдаточную характеристику для ряда полуфабрикатов К1с определяют на образцах ориентации ДП, когда растягивающие усилия при испытании образца направлены в продольном направлении, а трещина распространяется в поперечном, пересекая строчки избыточных фаз. Для этой ориентации образцов характерны максимальные значения вязкости разрушения. Образцам ориентаций ПД и ВД свойственны меньшие значения К1с.
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Направление прокатки или прессования
Ширина изделия
Рис. 1. Ориентация образцов для определения К1с в прессованных и катаных полуфабрикатах
Таблица 1 Сопоставление вязкости разрушения плит из сплава АК4-1Т1 по разным источникам
Источник Толщина плиты, мм Режим старения Ориентация образца МПа К1с, МПаУм
[2] 65 190 °С, 8 ч 190°С,24ч Д, ДП То же 325 388 31,5 26,7
[3] 82 Т Д, ДП ПД 285 39,3 33,5
Т1 Д, ДП ПД 400 22,0 21,2
[7] 80 Т1 ДП П, ПД ВД 374 25 22 19
Таблица 2
Вязкость разрушения штампованно-катаной плиты из сплава АК4-1 чТ1 при двух уровнях механических свойств
Состояние Направление приложения нагрузки МПа МПа 85, % Ориентировка образца для определения К1с К1 с, МПа л/м
Недоста-ренное По длине 407 347 15,6 ДП ДВ 31.6 35.7
По ширине 412 324 14,2 ПД ПВ 28,5 34,7
По толщине 375 302 7,8 ВД ВП 20,8 22,0
Максимальная прочность По длине 420 382 8,4 ДП ДВ 23,9 26,4
По ширине 422 380 6,8 ПД ПВ 22,6 26,4
По толщине 399 366 4,4 ВД ВП 18,6 18,6
В ТУ 1 -83-30-77 [6] для плит толщиной от 65 до 85 мм из сплава АК4-1 ч было установлено гарантируемое значение = 24,8 МПа^/м для образцов ориентации ДП. В действующем ОСТ 1-90117-83 для плит толщиной более 45 мм из сплава АК4-1ч для этих образцов принято гарантируемое значение =
= 23,3 МПаТм. При этом до набора статистики оно не является браковочным признаком.
Для плит из сплава АК4-1 в разных источниках приводят близкие значения вязкости разрушения (табл. 1). Можно отметить влияние на вязкость разрушения ориентации образца и состояния термической обработки.
В работе [8] сопоставили одной серийной плиты из сплава АК4-1 ч для образцов всех возможных шести ориентаций при двух состояниях термической обработки (табл. 2). Использование не-достаренного до максимальной прочности состояния позволяет существенно увеличить вязкость разрушения. Максимальная вязкость разрушения характерна для образцов ориентации ДВ и ПВ, когда трещина распространяется в направлении по толщине плиты и пересекает включения интерметаллидов по их наибольшим размерам. На практике образцы этой ориентации для определения вязкости разрушения не используют. Высотные образцы ВД и ВП показывают близкие и минимальные значения вязкости разрушения. Для используемых на практике ориентаций образцов увеличивается у образцов ориентации ПД и максимальна у образцов ориентации ДП.
При испытании образцов установленной формы в условиях плоской деформации
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
пластическая зона в вершине трещины намного меньше толщины испытываемого образца. Это приводит к отсутствию пластической деформации по всей толщине образца. Она в процессе перемещения трещины локализуется вблизи поверхности трещины в узком слое, что и определяет особенности структурной зависимости вязкости разрушения.
Приведенные в табл. 1 и 2 значения вязкости разрушения свидетельствуют о двух факторах, влияющих на вязкость разрушения плиты из сплава АК4-1 с постоянным распределением частиц избыточных фаз. Это ориентация образца (наведенной усталостной трещины и поверхности разрушения) относительно структуры полуфабриката и степень распада твердого раствора, определяемая режимом старения. Увеличение степени распада твердого раствора у всех термически упрочняемых алюминиевых сплавов, в том числе у сплава АК4- 1ч, сопровождается увеличением удельной электропроводимости у материала, которую можно использовать для оценки достигнутого при старении состояния твердого раствора [9]. Сопоставление К|с и у позволяет рассматривать зависимость вязкости разрушения от состояния распада твердого раствора и свойственного этому состоянию уровня механических свойств. Например, эта зависимость для одной плиты из сплава АК4-1 ч толщиной 60 мм приведена на рис. 2 для образцов разной ориентации [10].
При интенсификации искусственного старения сплава по мере увеличения у до 22 МСм/м происходит снижение К|с и относительного удлинения, рост предела текучести.
При достижении максимума предела текучести и стабилизации относительного удлинения вязкость разрушения перестает интенсивно падать и слабо изменяется при пере-старивании материала, сопровождающемся снижением предела текучести и дальнейшим небольшим ростом удельной электропроводимости. При постоянстве микроструктуры кривая изменения К|с на рис. 2 повторяет кривую изменения относительного удлинения, что свидетельствует о сильном влиянии пластичности материала на его вязкость разрушения.
Известно также увеличение вязкости разрушения при уменьшении объемного количества избыточных фаз в структуре полуфабриката [2, 11]. Эта зависимость проявляется
как для сплавов разной чистоты одной системы легирования, например сплавов типа Д16 или В95 разных модификаций (ч, пч, оч), так и при сопоставлении разных сплавов. В этом ряду сплав АК4-1Т1 имеет максимальное объемное количество избыточных фаз и минимальную вязкость разрушения [7].
В работе [12] рассмотрена зависимость К1С и Кс от структуры алюминиевых деформируемых сплавов, вытекающая из высказанного ранее предположения, что работа пластической деформации у вершины трещины складывается из нескольких составляющих в зависимости от того, на какой элемент структуры попадает вершина трещины. При таком представлении вязкость разрушения находится в связи с проекцией частиц избыточных фаз на плоскость распространения трещины (параметр П). Чем больше П, тем мень-
К1с, МПа^м
27,9 24,8 21,7 18,6
МПа 400
360
5, % 12
8
4
* ч?
и \ о >
-V* <8 о
о( <ъ <* о 'Со
ДП ПД ВД К 4-
8 Ч
/ / > ъ % £ ЧО* \ ъ Л <н 7° V \
'о 1 1 о. о / «с о>
% •о
\ о V о о
- О ! * * '«ь о
19 21
23
21 23 у, МСм/м
21 23 25
Рис. 2. Связь между удельной электропроводимостью сплава уц, вязкостью разрушения К1с при ориентации образцов ДП, ПД и ВД, пределом текучести и относительным удлинением в продольном (а), поперечном (б) направлениях и по толщине (в) плиты из сплава АК4-1ч: Уи измерена токовихревым методом на поверхности образцов для определения К1с, параллельной поверхности плиты
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
ше К"1с для образцов разной ориентации [13]. Причиной подобного изменения вязкости разрушения являются особенности взаимодействия ориентированных локальных скоплений частиц избыточных фаз и напряженного состояния материала в вершине трещины, приводящие к изменению энергетических затрат на процесс разрушения. Количественно параметр П зависит от объемной доли частиц избыточных фаз и формы их локальных скоплений, т. е. отражает все многообразие реальных структур различных полуфабрикатов, а не только объемную долю интерметаллидов. Совместно с работой пластической деформации он позволяет комплексно рассматривать структурную зависимость вязкости разрушения полуфабрикатов из различных сплавов.
Вместо конкретных механических свойств при их сопоставлении с вязкостью разрушения можно использовать один комплексный параметр - работу разрушения данного материала А, рассчитываемую из известных механических свойств продольных разрывных образцов по уравнению
А = (°в + °о,2) S5L/2,
где 8 - относительное удлинение образца в долях единицы;
S - площадь поперечного сечения разрывного образца, мм2;
L - расчетная длина образца, м.
В [13] на основе исследования структуры и свойств 17 плит из сплавов Д16чТ, В95пчТ2, АК4- 1чТ1 показано существование линейных зависимостей вида K1c = ао + а^, общих для всех сплавов при одной ориентации образца для определения (рис. 3). Для сплава АК4- 1чТ1 характерны более низкие значения работы пластической деформации А и вязкости разрушения K1с, чем у других деформируемых алюминиевых сплавов универсального назначения.
Для всех высокопрочных алюминиевых сплавов типично повышение вязкости разрушения при снижении легированности сплава основными упрочняющими компонентами, входящими в состав упрочняющих фаз, и компонентами, образующими избыточные фазы [2, 12]. Повышение вязкости разрушения при этом происходит за счет возрастания энергетических затрат на разрушение матрицы и уменьшения доли малопластичного разруше-
К1С, МПа2 -м
Рис. 3. Влияние работы А пластической деформации разрывных образцов на вязкость разрушения плит из алюминиевых сплавов Д16чТ (А, А), В95пчТ2 (О, •), АК4-1чТ1 (□, Ш) для образцов ориентацииДП(А,О, ивД(▲, •,
ния по избыточным фазам. Исходя из этого для сплава АК4-1 следует ожидать роста вязкости разрушения при уменьшении содержания меди и магния из-за повышения пластичности твердого раствора и при уменьшении содержания железа и никеля из-за снижения количества избыточной фазы А^РеЫк
Известно, что наиболее существенное повышение вязкости разрушения путем уменьшения количества избыточных фаз происходит в сплавах типа Д16 или В95 с относительно небольшим количеством избыточных фаз (менее 3 % об.) в сплавах обычной чистоты [12].
С переходом к сплавам повышенной чис -тоты (ч, пч, оч) снижается содержание избыточных фаз в этих сплавах до 1 % об. и менее, в основном, из-за уменьшения содержания примеси железа. В сплаве АК4-1 объемное количество избыточной фазы даже при минимальном содержании железа и никеля составляет около 4% об., поэтому с уменьшением содержания железа и никеля в пределах номинального состава сплава не увеличивается вязкость разрушения до уровня, свойственного сплавам с малым количеством избыточных фаз.
На модельных полуфабрикатах это явление изучено в работе [14] на сплавах типа АК4-1 с переменным содержанием железа и никеля
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
(от 0 до 1,5 % мас. каждого) и постоянным содержанием остальных компонентов: (2,242,30) Си, (1,56-1,61) Мд, 0,15 81, 0,05 И, % мас. Из слитка диаметром 110 мм изготовили поковку сечением 35 х 70 х 100 мм и заготовки под образцы, закалили в воде и состарили при 195 °С, 16 ч. Определили механические свойства на растяжение и вязкость разрушения Кд на образцах ориентации ДП (без оценки истинности значений К|С). Полученные результаты сопоставлены на рис. 4. В интервале изменения содержания железа и никеля, характерном для сплава АК4-1 (от 0,8 до 1,4% мас. каждого), прочностные характеристики изменяются мало, а относительное удлинение и вязкость разрушения существенно уменьшаются (Кд, от 37,8 до 26,4 МПа).
Полученные данные показывают, что при содержании железа и никеля менее 0,8 % каждого можно существенно повысить пластичность и вязкость разрушения рассматриваемого сплава с сохранением достаточного уровня прочностных характеристик. Это изменение состава характерно для сплава АК4-2 [15]. Двукратное снижение содержания железа и никеля относительно сплава АК4-1 позволило заметно повысить вязкость разрушения плит.
В работе [16] на примере прессованных полос сечением 65 х 200 мм, состаренных при 195°С, 8 ч, показано, что при переходе в сплаве АК4-1 чТ1 от максимального содержания легирующих компонентов (2,4 Си, 1,7 Мд, 1,3 Ре, 1,3 Ы1, % мас.) к минимальному (2,0 Си, 1,3 Мд, 1,0 Ре, 1,0 1\П, % мас.) происходит увеличение К1С в следующих пределах: для образцов ориентации ДП от 23,9 до 34,1 МПал/м, ориентации ПД от 22,6 до 29,1 МПал/м, ориентации ВД от 19,2 до 25,7 МПаТм.
В предыдущих частях настоящей работы [1, 17] показано, что у катаных плит из сплава АК4-1 в центре по толщине присутствует слой структурной неоднородности толщиной несколько миллиметров, в области которого снижено содержание легирующих компонентов, в основном меди, и снижаются прочностные характеристики при увеличении пластичности. Из вышеизложенных закономерностей изменения вязкости разрушения следует ожидать ее увеличение в этой области.
В работе [18] это явление было изучено экспериментально на плите толщиной 65 мм из
сплава АК4-1Т состава А1-2,32Си-1,41Мд-1,03Ре-0,99М1-0,1181-0,07Т1 (% мас.). Дополнительный анализ состава сплава показал в центральной зоне содержание компонентов: 2,13 Си, 1,4 Мд, 0,96 Ре, 1,17 1\П, а в смежной области - 2,48 Си, 1,38 Мд, 1,02 Ре, 1,01 №. Таким образом, в области светлой полосы содержание меди снизилось на 0,35%. Результаты определения механических свойств на растяжение и вязкость разрушения (на образцах ПД толщиной 20 мм) в этих областях приведены в табл.3.
На образце ориентации ПД толщиной 50 мм полученное значение вязкости разрушения составило 30,5 МПал/м. Наличие слоя структурной неоднородности с более высокой вязкостью разрушения приводит к появлению характерной лукообразной формы фронта распространяющейся трещины после срыва трещины в процессе испытания. В области с более низкой вязкостью разрушения прирост длины трещины существенно больше,
°в, °0,2, МПа 420
5, %
13
■380
■340
■300
Кд, МПа^м 50
1
1
°0,2
40
30
20
0,5 0,8 1,0 1,3 1,5
Бе, N1, % мас. _I_I__1_I_I
2,4 4,0 4,7 6,2 7,2 ^Al9FeNi, % об.
Рис. 4. Влияние содержания железа и никеля на механические свойства поковок из сплавов типа АК4-1Т1
Таблица 3
Свойства плиты из сплава АК4-1Т в зонах структурной неоднородности
Зона плиты МПа ^0,2' МПа 5, % Кд, МПал/м
Центральная 389 271 17,5 33,1
Смежная 394 287 12,7 29,0
9
5
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
чем в центральной зоне с повышенной вязкостью разрушения.
Зона структурной неоднородности в катаной плите толщиной 80 мм, прокатанной из слитка толщиной 390 мм, может быть слабо выражена. Тогда разница свойств центральных и промежуточных объемов уменьшается, а поверхность разрушения образца для определения К"1с имеет однородный характер без выделяющихся зон с разной структурой поверхности (рис. 5). Для подобных изломов сплава АК4-1 характерна видимая плоская поверхность разрушения практически без ориентации элементов рельефа для образцов ДП и со слабой их ориентацией в долевом направлении плиты для образцов ПД. Продольная
Рис. 5. Структура поверхности разрушения образцов для определения К1с ориентации ДП (а), ПД (б) и ВД (в) из катаной плиты сплава АК4-1чТ1 толщиной 80 мм:
1 - зона развития усталостной трещины; 2 -зона до-лома
Таблица 4 Средние свойства катаной плиты толщиной 80 мм из сплава АК4-1 чТ1
Ориентация образца Зона вырезки по толщине МПа ^0,2' МПа 8, % К1с, МПа-Ум
Д, ДП (40 мм) Центр плиты Промежуточная 435 438 402 411 7,6 7,6 23,4
П, ПД (40 мм) Центр плиты Промежуточная 434 437 403 407 6,6 7,3 21,5
В, ВД (20 мм) Центр плиты 423 394 5,1 17,8
Примечание. В скобках - толщина образца для определения К1с.
ориентация элементов рельефа заметнее у образцов ВД, в которых на поверхность разрушения строчки избыточных фаз выходят своей наибольшей площадью. В целом малопластичный характер разрушения этого сплава и плоская поверхность разрушения обусловлены низкой энергоемкостью процесса разрушения из-за большого количества частиц фазы А^РеМ.
Поверхность разрушения образцов из плит с высокой вязкостью разрушения типа Д 16чТ или В95пчТ2 имеет более выраженный рельеф с существенной продольной ориентацией деталей поверхности [19].
В табл. 4 приведены свойства плиты, изломы которой представлены на рис. 5, после старения по режиму 195 °С, 20 ч. Состав сплава: 2,26 Си, 1,51 Мд, 0,96 Ре, 1,01 1\П, 0,16 81, % мас. При этом удельная электропроводимость в плоскости прокатки составила 22,5 МСм/м, увеличившись от 18,6 МСм/м в естественно состаренном состоянии.
Приведенные в табл. 3 свойства плиты в состоянии T (удельная электропроводимость у около 18,5 МСм/м) дополняют рис. 2 областью естественно состаренного состояния.
Кроме включений интерметаллидов на свойства сплава и вязкость разрушения может оказывать влияние величина зерна [1-3]. В работе [20] исследовали влияние размера зерна в прессованных полосах сечением 65 х 200 мм из сплава АК4-1ч состава А1—2,1 Си-1,6Мд-1,1 Ре-0,9М1-0,1781-0,05Мп (% мас.). Отпрессованные при температурах 470 и 370 °С полосы в закаленном состоянии при термической обработке темплетов имели мелкозернистую рекристаллизованную структуру. Для получения крупнозернистой структуры полосу 1 перед закалкой растянули на правильно-растяжной машине с остаточной деформацией 3,3%, которая близка к критической степени деформации для сплава АК4- 1ч. После закалки с температуры 530 °С в этой полосе сформировалась крупнозернистая структура со средней величиной зерна в трех направлениях 1550 х 430 х 230 мкм. Полоса 2 имела зерно размером 343 х 137 х 64 мкм. Параметры распределения интерметаллидов в двух полосах были практически одинаковы с объемной долей избыточных фаз 4,8 и 5,0 % соответственно.
Полоса с крупным зерном при любой ориентации образцов, особенно ДП, имеет более
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Таблица 5
Вязкость разрушении прессованных
полос с разной величиной зерна
К1с, МПа Ум
Зерно
ДП ПД ВД
Мелкое 23 21 19
Крупное 31 22 23
высокие значения К1С, чем полоса с мелким зерном (табл. 5). Скорость роста усталостной трещины, определенная в условиях плоской деформации на образцах ориентации ПД, при всех значениях ДК в пределах от 10 до 20 МПал/м более высокая у материала с мелкозернистой структурой. Повышенная вязкость разрушения прессованных полос с крупнозернистой структурой обусловлена увеличенным объемом пластически деформируемой зоны, чем у материала с мелким зерном.
Приведенные выше закономерности изменения вязкости разрушения полуфабрикатов из сплавов типа АК4-1 ч показывают, что при рассмотрении причин получения конкретного значения вязкости разрушения какого-либо изделия следует учитывать несколько действующих факторов:
- имеющееся содержание в сплаве легирующих компонентов: чем выше содержание меди, магния, железа и никеля, тем ниже вязкость разрушения;
- стадия старения, на которой находится рассматриваемый полуфабрикат: высокое значение предела текучести и повышенная удельная электропроводимость свидетельствуют о нахождении сплава на максимуме прочности и минимуме пластичности с минимальной работой пластической деформации при разрушении и низкой вязкостью разрушения;
- увеличение размера рекристаллизован-ного зерна способствует повышению вязкости разрушения;
- повышенная вязкость разрушения наблюдается в образцах тех ориентаций (ДВ, ПВ), в которых при перемещении трещины происходит образование дополнительных микротрещин в направлении поперек основной трещины;
- анизотропия вязкости разрушения зависит от вида строчечности в распределении включений избыточных фаз и их проекции на плоскость трещины в образце для определения К1С.
Сопротивление малоцикловой усталости сплава АК4-1Т1
Распространенной характеристикой трещи-ностойкости плит из сплава АК4- 1чТ1, кроме вязкости разрушения, является сопротивление малоцикловой усталости (МЦУ) [3, 5]. В ОСТ 1-90117-83 «Плиты авиационные из алюминиевого сплава марки АК4-1ч» испытания на МЦУ не предусмотрены, но при освоении производства длинномерных плит, в частности по ТУ 1-83-30-77 «Плиты авиационные из алюминиевого сплава АК4-1ч», испытаниям на МЦУ уделяли большое внимание. Для ее контроля испытывали пять долевых образцов в виде пластины размером 6 х 36 х 200 мм с центральным отверстием диаметром 6 мм (коэффициент концентрации напряжения ста = 2,6), ориентированных большой плоскостью параллельно поверхности плиты. Частота нагружения от 0,2 до 5 Гц, коэффициент асимметрии цикла 0,1 при максимальном напряжении цикла стмакс = 157, 176, 196 МПа или выше. Характеристикой МЦУ являлся интервал изменения долговечности и среднее значение числа циклов до разрушения, которые могут быть представлены в логарифмическом виде.
Как утверждается в [21], испытания подобных плоских образцов с отношением ширины образца к диаметру отверстия равным 6 и теоретическим коэффициентом концентрации напряжений при растяжении 2,6 моделируют условия работы авиационного заклепочного соединения. В исследовательских целях испытания таких же плоскихобразцов проводят в условиях многоцикловой усталости при частоте нагружения 33 Гц и максимальным напряжением цикла 118 или 157 МПа.
Все опубликованные результаты испытаний на МЦУ можно разделить на две группы, в первой из которых испытания проводили для получения справочных характеристик материала, а во второй результаты усталостных испытаний сопоставляли с химическим составом и структурой испытываемого изделия.
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Так, в монографии [3] приводятся значения сопротивления малоцикловой усталости ковано- катаной плиты толщиной 80 мм из сплава АК4-1Т1 со следующими механическими свойствами при растяжении: ств = 427 МПа, ст0,2 = 395 МПа, 8 = 7,8 %. Распределение усталостной долговечности отдельных образцов N близко к нормально-логарифмическому с параметрами 1д^- и в|дN , где 1дN1 - среднее значение 1д^- для всех испытанных образцов, а в|дN - среднее квадратическое отклонение логарифма долговечности (табл. 6).
В работе [22] без указания интервала изменения долговечности отдельных долевых образцов (ста = 2,6) приведены данные статистической обработки результатов испытания на МЦУ плит из сплава АК4-1Т1. Также принято, что усталостная долговечность является случайной величиной, подчиняющейся нормально-логарифмическому закону распределения, и сопротивление МЦУ характеризуется средним логарифмом долговечности отдельных испытанных образцов 1д^- и средним квадратическим отклонением логарифма долговечности в|дN . Для каждой плиты испытывали 3-5 образце) в при одном уровне стмакс. Полученные результаты приведены в табл. 7. При уменьшении стмакс происходит увеличение как средней долговечности образцов 1д N1 ,
так и в1дN .
В работе [23] при рассмотрении закономерностей изменения характеристик конструктив-
Таблица 6
Долговечность образцов в условиях МЦУ и рассеяние долговечности долевых образцов с отверстием при пульсирующем растяжении частотой 3 Гц по [3]
стмакс, МПа Число образцов N, цикл
180 6 34 03 0-63 070 47 760 4,667 0,109
160 13 46 200-172 300 92 260 4,944 0,138
140 15 108 610-37 422 198150 5,271 0,149
Примечание. N - интервал изменения и среднее значение долговечности образцов до разрушения.
Таблица 7
Результаты испытания на МЦУ плит из сплава АК4-1Т1 по [22]
Тип плиты стмакс, МПа Число плит |дЧ- в|д N
Штампованно- 250 11 4,076 0,079
катаная 200 11 4,573 0,097
150 8 5,198 0,148
Ковано- 250 7 4,033 0,078
катаная 200 7 4,461 0,091
150 7 5,048 0,116
Таблица 8
Результаты испытания на МЦУ 13 плит из сплава АК4-1 чТ1 по [23]
^макс МПа Число образцов Интервал изменения медианных значений долговечности отдельных плит, цикл
360 28 1200-8600
280 46 4400-18800
200 29 35600-102000
180 14 88 500-134 200
160 21 106 200-220 000
ной прочности, в том числе сопротивления МЦУ, приведены результаты испытания на МЦУ при описанных выше условиях 13 плит из сплава АК4-1чТ1 при изменении стмакс от 360 до 160 МПа. В табл. 8 для разных максимальных напряжений цикла сопоставлены интервалы изменения медианных значений долговечности испытанных продольных образцов для каждой плиты.
На рис. 6 сопоставлены данные табл. 6-8 при использовании разброса значений долговечности отдельных образцов и среднего значения 1д N1 [3], только среднего значения 1д N1 [22] и интервала изменения медианных значений долговечности отдельных плит [23]. Видно, что все полученные данные соответствуют одной общей зависимости и что разброс значений долговечности при испытании разных плит на МЦУ с одной стмакс может достигать одного порядка.
При таком интервале изменения долговечности образцов при испытании на МЦУ
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
5,5 5,0 4,5 4,0 3,5
3,0
А ' *
□ '
Г 3 1 ^ 1 Ч *ч
•ч 4 -. с о ^. * «ч V.
X ^ X о ъ
^ О
2,1 2,2 2,3 2,4 2,5 ^^ J_I_I_I_I_I_I_1_
140 150 160 180 200
250 280
360
ах, МПа
Рис. 6. Положение характеристик долговечности образцов в условиях МЦУв координатном пространстве !дЫ — !д<ттхх для плит из сплава АК4-1Т1:
N в циклах;
А—х—А - среднее значение и интервал изменения логарифма долговечности отдельных образцов из ковано-катаной плиты по [3];
□ - среднее значение логарифма долговечности образцов из штампованно-катаной плиты по [22];
О-О - интервал изменения логарифма медианных
значений долговечности образцов для 13 плит по [23]; ▲-▲ - интервал изменения логарифма долговечности отдельных образцов из катаных плит по [28]
возникает вопрос о причине его появления. Для получения более информационного материала целесообразно отдельное определение при испытаниях на МЦУ периода долговечности N0 до зарождения усталостной трещины и периода Мф роста трещины (М = N0 + Мф), а также изучение связи этих параметров с характеристиками структуры испытываемых плит. В ряде дальнейших работ по изучению связей между структурой и усталостной долговечностью плит из сплава АК4-1 в процессе испытаний на МЦУ отдельно определяли число циклов до зарождения трещины и до полного разрушения образца.
Для выявления момента появления усталостной трещины применили разработанный в ЦАГИ [24] метод, использующий внутренний токовихревой преобразователь, вставляемый в отверстие испытываемого образца. Особенности применения метода описаны в [25]. Он позволяет фиксировать появление усталостной трещины площадью 0,1 мм2. Результаты применения указанного метода для плит из сплава АК4-1чТ1 описаны ниже.
Для количественного описания структуры анализируемых плит использовали различные параметры, характеристика и способы определения которых рассмотрены в [26]. Это средняя хорда зерна в трех направлениях (Ц, мкм), объемное количество частиц избыточных фаз (V, % об.), среднее сечение частиц в направлении по толщине плиты (т, мкм), среднее расстояние между центрами включений в направлении по толщине плиты (/, мкм), число крупных частиц нерастворимых фаз на единице площади шлифа (п, шт./мм2), средняя толщина крупных частиц (т', мкм), параметры трещин в фазах (количество трещин на единице площади шлифа - п', шт./мм2, суммарная длина трещин на единице площади шлифа - Е/, мкм/мм2, средняя длина трещин в фазах - /, мкм), величина проекции включений из слоя заданной толщины на плоскость распространения трещины (параметр П, %), средняя толщина строчек избыточных фаз, вытянутых в направлении деформирования (Цстр, мкм), средняя толщина участков твердого раствора, свободных от включений (Цт.р, мкм).
Результаты сопоставления параметров МЦУ отдельных плит из сплава АК4-1 чТ1 с их структурой приведены в работах [27-29].
В [27] изложены результаты испытаний на МЦУ опытных крупногабаритных плит из сплава АК4-1чТ1 толщиной от 60 до 85 мм, прокатанных из плоских слитков и из кованых слябов, изготовленных по ранее описанной технологии [6, 30]. Результаты испытания этих плит на МЦУ использовали в [23]. Был испытан материал от 13 плит, полученных по разным технологическим вариантам (табл. 9). Испытания на МЦУ проводили на образцах из центральных и поверхностных объемов плиты при частоте от 0,2 до 0,3 Гц и максимальном напряжении цикла стмакс от 117 до 353 МПа. Химический состав плит изменялся в узких пределах: содержание меди изменялось от 2,20 до 2,50%, магния от 1,40 до 1,65%, кремния от 0,11 до 0,25%, сумма железа и никеля от 2,02 до 2,33 %. Рассматривая центральные и поверхностные объемы плит как самостоятельные варианты испытаний, получили 18 испытанных вариантов в условиях МЦУ.
Оценивали механические свойства на растяжение в продольном направлении,удельную электропроводимость, среднее сечение зерна в трех направлениях, параметры распреде-
с>
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Таблица 9 Технологические варианты изготовления плит и параметры их структуры
Технология изготовления плит Номер плиты Величина зерна (средняя хорда), мкм V, % об. т, мкм л, шт/мм2 Е/, мкм/мм2 /, мкм
по длине по ширине по толщине
Катаная из плоского слитка толщиной 400 мм 1 2 -/108 129/175 -/77 89/83 -/51 62/68 -/5,3 6,0/6,1 -/1,5 1,9/1,8 -/27 223/228 -/63 611/795 -/2,3 2,7/3,5
Штампованно-катаная из слитка диаметром 600 мм 3 4 5 -/101 88/97 -/94 -/104 83/99 -/98 -/59 50/53 -/53 -/5,2 5,0/5,2 -/4,9 -/2,3 2,4/2,3 -/2,3 -/80 2/27 -/114 -/315 6/81 -/363 -/3,9 3,1/3,0 -/3,2
Ковано-катаная из плоского слитка толщиной 490 мм 6 7 8 9 10 63/72 104/67 -/76 -/53 65/- 49/58 91/62 -/67 -/48 53/- 42/41 46/40 -/43 -/34 40/- 5,3/5,1 5,8/6,0 -/5,2 -/5,5 6,3/- 2,8/2,3 1,9/2,1 -/2,1 -/2,3 2,2/- 3/7 206/267 -/66 -/0 206/- 20/24 732/1041 -/222 -/0 688/- 6,7/3,5 3,6/3,9 -/3,4 -/0 3,3/-
Ковано-катаная из слитка диаметром 900 мм 11 12 13 68/73 -/64 -/56 69/74 -/59 -/55 44/44 -/42 -/36 5,3/4,3 -/5,3 -/5,1 2,4/2,2 -/2,3 -/2,1 106/51 -/12 -/160 362/193 -/48 -/628 3,4/3,8 -/4,0 -/3,9
Примечание. В числителе приведены параметры структуры для поверхностного объёма плиты, а в знаменателе - для центрального объёма.
ления интерметаллидов при расположении секущих в направлении по толщине плиты (V, % об.; т, мкм), параметры трещин во включениях фазы Д!дРеМ1, возникающих при правке растяжением по [31] (л', шт./мм2; Е/, мкм/мм2; /, мкм), Удельную электропроводимость у определяли методом вихревых токов на поверхности усталостных образцов. Механические свойства на растяжение и параметры структуры определяли на образцах, отобранных из объемов плиты в области расположения усталостных образцов
Полученные результаты испытаний приведены в табл. 9 и 10.
Как следует из табл. 9, величина зерна в разных плитах изменяется в близких пределах, но она несколько меньше в ковано-катаных плитах. Объемное количество избыточных фаз, зависящее от содержания в сплаве железа и никеля, в плитах близкого химического состава изменяется мало. Средняя толщина включений минимальна в плитах 1 и 2, прокатанных из более тонкого плоского слитка. Из определяемых структурных характеристик наиболее существенно изменяются характеристики тре-
щин в избыточных фазах, зависящие от степени деформирования при правке плит, изменяющейся в пределах от 0,5 до 2,8%. Связь между ними рассмотрена в [1, 31].
Благодаря близкому к среднему содержанию легирующих компонентов в разных плитах и серийным режимам термической обработки плиты имели близкие механические свойства в продольном направлении, соответствующие
Таблица 10 Интервал изменения средних механических свойств в продольном направлении и удельной электропроводимости для плит, изготовленных по разной технологии
Зона по толщине ств, МПа ст0,2> МПа 85, % у, МСм/м
Поверхностный объём Центральный объём 424-455 413-447 399-437 392-423 7,3-10,7 7,1-9,9 20.7-23,2 20.8-23,8
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
стадии получения максимальных прочностных характеристик и изменяющиеся в узких пределах как для поверхностных, так и центральных объемов (см. табл. 10). Величина удельной электропроводимости соответствует стадии получения максимальных прочностных характеристик.
Как показано в [3, 32], зависимость N от стмакс можно аппроксимировать степенной функцией вида <зmN = А или вытекающим из нее линейным уравнением lgN = а - т!дстмакс.
В [27] полученные результаты усталостных испытаний каждого рассматриваемого варианта материала описывали аналогичным линейным уравнением lgN = А - В!дстмакс, где стмакс - максимальное напряжение цикла в кг/мм2, N - число циклов до разрушения каждого образца (5-12 образцов на вариант), А(а) и В(т) - коэффициенты, полученные методом наименьших квадратов. В табл. 11 приведены рассчитанные значения коэффициентов А-, и В; для поверхностных или центральных объемов каждой плиты и полученное по соответствую -щему уравнению число циклов до разрушения ^ассч при стмакс = 16 кгс/мм2. Видно, что полученный интервал изменения долговечности образцов для отдельных плит в целом соответствует рис. 6 при изменении ^ассч от
78 000 до 486 000 циклов. При этом результа-
ты испытаний поверхностных и центральных образцов для одной плиты близкие.
Корреляционный анализ зависимостей между параметрами структуры плит и коэффициентами А и В полученных уравнений малоцикловой усталости, а также долговечностью образцов, рассчитанной по этим уравнениям при стмакс = 16 кгс/мм2, позволил выявить значимые связи между ними (табл. 12).
Как следует из табл.12, все параметры кривой усталости линейно связаны между собой, особенно выделяется связь между коэффициентами А и В (рис. 7). Наличие подобной линейной зависимости с высоким коэффициентом корреляции между коэффициентами А и В линейных уравнений усталости для однотипных полуфабрикатов установлено в [33]. Как показано в [23], наблюдаемая линейная связь между коэффициентами есть следствие относительно небольшого интервала изменения долговечности отдельных образцов разных полуфабрикатов при одном уровне действующих напряжений, благодаря чему все экспериментальные точки занимают достаточно узкую полосу в координатном пространстве !дст - 1д^ как это видно на рис. 6. Описание любой комбинации точек из этой области уравнением прямой приводит к получению линий, проходящих в окрестностях точки, координаты ко-
Таблица 11 Параметры кривых малоцикловой усталости для отдельных плит из сплава АК4-1 чТ1 в поверхностных и центральных объёмах
Технология изготовления плит Номер плиты А; = (а) В; = (т) ^ассч' кцикл, при стмакс = 16 кгс/мм2
Катаная из плоского слитка 400 мм 1 2 -/11,841 8,147/8,395 -/5,417 2,675/2,911 -/208 84/78
Штампованно-катаная из цилиндрического слитка 3 4 5 -/11,260 13,710/11,695 -/11,782 -/5,224 6,842/5,239 -/5,477 -/93 296/244 -/154
Ковано-катаная из плоского слитка 6 7 8 9 10 16,202/12,503 11,023/9,774 -/10,972 -/11,012 12,175/- 8,733/5,862 4,827/3,921 -/4,925 -/4,980 5,587/- 486/278 162/113 -/110 -/104 280/-
Ковано-катаная из цилиндрического слитка 11 12 13 11,450/10,380 -/11,723 -/10,923 5,359/4,381 -/5,312 -/4,891 99/127 -/212 -/108
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Таблица 12
Коэффициенты парной корреляции №) между параметрами кривых усталости при испытаниях плит на МЦУ и характеристиками их структуры
Параметры В ^рассч V т п' Е/ /
А В ^рассч V т п' Е/ 0,997* 0,881* 0,849* -0,346 -0,365 -0,098 0,667* 0,684* 0,527* -0,341 -0,640* -0,645* -0,468* 0,692* -0,601* -0,603* -0,461 0,654* -0,413 0,986* 0,436 0,432 0,506 -0,106 0,410 0,059 0,105
- - - -0,453
*Значимый коэффициент корреляции Я >Якрит = 0,468 (18 опытов).
торой лежат в середине интервала изменения !дст и !дМ Известно, что уравнения прямых, проходящих через одну точку на плоскости, имеют коэффициенты, зависимость между которыми выражается уравнением прямой линии. В связи с этим и экспериментально определяемые зависимости !дЫ = А - В!дст имеют связанные между собой коэффициенты.
Из табл. 12 следует также наличие корреляционных связей между отдельными характе-
18
16
14
■©
Я & 12
10
/-—1
/
10
Коэффициент В
Рис. 7. Связь между коэффициентами А и В уравнений малоцикловой усталости плит из сплава АК4-1чТ1:
1 - А = 4,4749 + 1,3442В, Я = 0,997
2
ристиками структуры плит (т, мкм; п', шт./мм2; Е/, мкм/мм2) и параметрами кривых усталости. Следует отметить влияние объемного количества частиц избыточных фаз V на параметры трещин в фазах п' и Е/ и практически линейную связь между п' и Е/.
На основе полученных корреляционных зависимостей и приведенных в литературе данных в [27] влияние структуры на усталостное поведение плит из сплава АК4-1чТ1 при испытании на МЦУ представили следующим образом. Зарождение трещины происходит в области концентратора напряжения на поверхности образца. Большое количество внутренних концентраторов напряжения в виде крупных включений избыточных фаз и трещин в них способствует образованию зародыша магистральной трещины и может изменять число циклов до ее появлении в зависимости от сочетания конкретных параметров микроструктуры.
В дальнейшем развитие магистральной трещины будет определяться в основном процессом перестройки дислокационной структуры в ее вершине. В связи с этим необходимо раздельное изучение влияния параметров структуры на длительность периода до появления усталостной трещины и периода ее роста.
На основе этих данных в дальнейших работах по изучению связей между структурой и усталостной долговечностью плит из сплава АК4-1 использовали характеристики структуры, описывающие неоднородность распределения фаз в структуре, и в процессе испытаний на МЦУ отдельно определяли число циклов до зарождения трещины и до полного разру-
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
шения образца. Результаты этих исследований изложены в работах [28, 29], в которых проведен количественный анализ микроструктуры центральных и поверхностных объемов трех катаных плит из сплава АК4-1 чТ1 толщиной 40, 55 и 80 мм для сопоставления микроструктуры с сопротивлением МЦУ после искусственного старения разной продолжительности. Химический состав сплава приведен в табл.13.
Плиты были прокатаны из плоского слитка толщиной 400 мм и после закалки подвергнуты правке растяжением с остаточной деформацией 2,2 %. Заготовки под разрывные и усталостные образцы старили при 195°С продолжительностью 7 (режим 1) и 20 ч (режим 2). Испытания на МЦУ проводили при стмакс = 176 МПа с определением числа циклов до появления усталостной трещины Ы0 и до полного разрушения Ыр по методике, изложенной в [25]. Параметр Ытр = Ыр - Ы0 показывает число циклов развития трещины во время ее роста. Удельная электропроводимость плит на их поверхности в естественно состаренном состоянии равнялась 18,5 МСм/м. После искусственного старения по режиму 1 она увеличилась до 21,3 МСм/м, а после старения по режиму 2 - до 23,2 МСм/м. В центральных объемах она выше на 0,2 МСм/м, что может быть связано с пониженным содержанием меди и магния в этих объемах (см. табл. 13).
Прочностные свойства на растяжение в продольном и по ширине направлениях у плит разной толщины близкие и слабо изменяются при увеличении продолжительности старения, однако относительное удлинение после старения по режиму 2 уменьшается. Например, в табл. 14 приведены полученные свойства плиты толщиной 55 мм. Видно типичное для подобных плит снижение прочности центральных объемов.
Сопоставление интервала изменения и средних значений долговечности образцов из центральных и поверхностных объемов плит после разной продолжительности старения показывает, что средние значения параметров Ы0 и Ыр для каждого режима старения и зоны вырезки образцов не зависят от толщины плиты. Это позволяет рассматривать полученные для разных плит результаты как одну совокупность данных. Она приведена в табл. 15.
Таблица 13 Химический состав плит, % мас.
Толщина плиты, мм Си Мд Ре Ы1 Б1 И
40 2,19 1,49 0,98 1,00 0,19 0,08
55 2,20 1,45 1,06 1,03 0,19 0,09
80 2,32 1,46 0,99 1,16 0,20 0,08
80, поверх. 2,35 1,4 0,9 1,1 0,2 -
80, центр 2,20 1,3 0,9 1,1 0,2 -
Таблица 14
Средние значения механических свойств плиты толщиной 55 мм после старения по двум режимам
Зона Ориен- Режим 1 Режим 2
по толщине плиты тировка образца МПа ^0,2' МПа 85, % МПа ^0,2» МПа 85, %
По- По 422 401 10,0 422 399 8,3
верх- длине
ность По ширине 431 399 8,4 422 394 7,2
Центр По длине 409 383 10,2 406 380 8,0
По 407 373 9,0 405 377 6,8
ширине
Из данных табл. 15 следует, что центральные объемы плит имеют более низкие значения параметров Ы0 и Ыр при близкой величине параметра Ытр, т. е. основным изменяемым параметром МЦУ является Ы0. При более длительном старении также наблюдается большее снижение Ы0 центральных объемов, чем Ытр. Эта закономерность четко выявляется при графическом сопоставлении параметров Ы0 и Ыр для отдельных образцов (рис. 8). Связь между ними в данном случае выражается уравнением Ыр = 19,92 + 1,017^0 с коэффициентом корреляции 0,994.
В [28] показано также, что на параметр Ы0 существенно влияет качество изготовления отверстия в усталостном образце. Без операции развертывания при изготовлении отверстия в образце на его поверхности присутствуют риски, что приводит к более быстрому
"Ф
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
-Ф-
Таблица 15
Интервал изменения и средние значения долговечности образцов из центральных и поверхностных объёмов плит толщиной 40—80 мм в условиях МЦУ (кцикл) при стмакс = 176 МПа после разной продолжительности старения
Зона по толщине Режим 1 Режим 2
плиты N0 ЫР ЫТр N0 ЫР Ытр
Поверхность 54,2-1 96,7 73, 8-2 16 ,3 1 6,5-24,5 50, 0-1 14 ,6 64,3-1 35,5 11, 6-2 4,0
1 16,6 1 37,2 20, 6 83,4 1 02,5 1 9, 1
Центр 46,0-1 20,0 63, 0-1 45 ,0 1 4,3-3 1,3 45, 0-75,9 62,0-92,8 12, 5-24,7
76,9 99,7 22, 8 63, 0 8 0, 1 1 7, 1
появлению усталостной трещины. Параметр Ытр при этом изменяется мало.
Представленная на рис. 8 линейная зависимость между параметрами МЦУ N0 и Ыр наблюдается во всех алюминиевых сплавах [34]. Расположение экспериментальных точек параллельно линии N0 = Ыр указывает на стабильность периода Ытр = Ыр - N0, величина которого определяется скоростью роста макроскопической трещины и вязкостью разруше-
кцикл
180
140
100
60
уО 1 у/
*сУ л/к
*/ /мо = Щ
/
40
80
120
160 200 N0, кцикл
Рис. 8. Связь между параметрами Ы0 и Ыр для отдельных образцов плит толщиной 80 (О,*), 55 (□, ■) и 40мм (А, А) для поверхностны>ж(О, □, А) и центральны (Ш, ■, ▲) объемов после старения по 1 режиму: 1 - ЫР = 19,92 + 1,017 Ы0
ния, контролирующей долом образца. В разных образцах из одного полуфабриката они относительно постоянны и вносят значительно меньший вклад в изменение Ыр, чем изменение основополагающего параметра N0.
Использование этой зависимости позволяет при анализе результатов усталостных испытаний выявлять выделяющиеся образцы, показавшие максимальные значения долговечности за счет стадии N0 (увеличение из-за возможного наличия сжимающих напряжений на поверхности усталостного образца или уменьшение из-за присутствия дефектов в области концентратора) или интервала Ытр (возможное торможение трещины по случайным причинам, например, вследствие задержки в образовании магистральной трещины), что в обоих случаях можно рассматривать как некондиционное испытание.
В работе [29] приведены результаты исследования структуры указанных выше плит. Электронно-микроскопический анализ показал отсутствие видимой разницы в характере распада твердого раствора в центральных и поверхностных объемах плит. Это позволяет считать фактор распада твердого раствора не ответственным за наблюдаемое различие долговечности образцов из этих объемов. С увеличением длительности старения происходит значительное огрубление выделяющихся частиц в' -фазы.
Для описания микроструктуры оценивали величину рекристаллизованного зерна и определяли упомянутые выше параметры распределения избыточных фаз: V, т, I, п, т', П, ^стр, ^т.р. Визуально микроструктура центральных и поверхностных объемов различается. Поверхностные объемы имеют более равномер-
"Ф
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
-Ф-
Таблица 16
Параметры микроструктуры, определённые на отдельных образцах из разных зон плит по их толщине
Толщина Зона по толщине Параметры микроструктуры Величина зерна (средняя хорда), мкм
плиты, мм плиты V, % об. т, мкм 1, мкм по длине по ширине по толщине
80 Поверхность 5,2 1,9 35,8 80 70 44
Центр 5,9 2,3 38,4 85 75 44
55 Поверхность 6,3 2,1 32,7 125 115 60
Центр 7,0 2,5 36,2 95 85 45
40 Поверхность 6,1 2,3 37,6 55 50 32
Центр 5,9 2,2 37,4 55 50 28
ное распределение частиц и меньшее количество (п) крупных частиц. Видимое качественное отличие структуры центральных и поверхностных объемов плит подтверждается и при определении количественных характеристик структуры.
Результаты определения параметров структуры в исследованных плитах представлены в табл. 16 для величины зерна и других параметров структуры (V, т, I), определяемых линейным методом, и в табл. 17 для параметров неоднородности распределения включений в структуре (п, т', П, ^стр, р), определяемых по методикам, рассмотренным в [26, 31].
Приведенные в табл. 16 параметры структуры определены на одном шлифе из соответствующей области плиты. Величина зерна
Таблица 17
Средние значения параметров микроструктуры в различных зонах по толщине исследованных плит
Толщина пли- Зона по толщине п, шт./мм2 т , мкм П, % ^стр, мкм мкм
ты, мм плиты
80 Поверх- 17,4 7,6 63,0 9,2 5,4
ность Центр 44,6 8,2 52,3 10,4 9,5
55 Поверх- 6,2 7,2 70,4 10,0 4,1
ность Центр 38,7 7,8 57,6 10,7 7,9
40 Поверх- 15,8 7,7 59,7 7,7 5,9
ность Центр 31,6 7,7 49,2 8,4 8,6
в разных плитах соответствует обычно получаемым значениям (см. табл. 9). Для толстых плит центральные объемы имеют большую среднюю толщину частиц т и большее среднее расстояние между центрами частиц I, что связано со строчечным характером распределений частиц в центральных слоях плит и видимым наличием более крупных частиц, чем в поверхностном слое с более равномерным распределением частиц.
Для оценки неоднородности распределения частиц провели количественный анализ структуры всех испытанных на МЦУ образцов после старения по 1 режиму с определением п, т', П, ^стр, ^т.р, средние значения которых для 4-5 образцов приведены в табл. 17 для каждого рассматриваемого объема плит. Параметры П, ^стр, ^т.р определяли при толщине анализируемого слоя 0,09 мм. Центральные объемы плит имеют большее количество и более крупные частицы избыточных фаз, меньшую величину проекции частиц и большие средние толщины строчек и участков твердого раствора. Таким образом, видимое качественное отличие структуры центральных и поверхностных объемов плит подтверждается и при определении количественных характеристик структуры.
Результаты определения параметров МЦУ N0 и Мф шести вариантов по табл. 18 и характеристик структуры из табл. 16 и 17 подвергли корреляционному анализу.
Для образцов МЦУ, состаренных 7 ч при 195 °С, было выявлено наличие значимых корреляционных зависимостей между N0 и характеристиками структуры п и ^т.р, которые
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Таблица 18 Средняя долговечность N0 и Мтр (кцикл) образцов в различных зонах по толщине исследованных плит
Толщина плиты, мм Зона по толщине плиты Режим 1 Режим 2
N0 ^р N0 ^р
80 Поверхность Центр 121,0 83,3 19,7 25,3 96,4 57,9 21,0 19,5
55 Поверхность Центр 113,7 70,6 23,1 21,9 73,1 67,7 19,7 15,1
40 Поверхность Центр 115,0 76,8 19,0 21,3 80,6 63,5 16,6 16,8
наиболее существенно изменяются при переходе от поверхностных к центральным объемам. Для режима старения 20 ч при 195 °С эти зависимости незначимы из-за меньшего изменения N0 в сравниваемых объемах плиты.
На рис. 9 показана связь между средними значениями характеристик для исследованных плит, состаренных 7 ч при 195°С. Полученные для них линии регрессии описываются уравнениями N0 = 129,8 - 1,3л (коэффициент корреляции И = -0,861) и N0 = 159,3 - 9,11 ^тр (Я = -0,850). Критическая величина коэффициента корреляции 1^0,05; 4! = 0,811. Остальные характеристики структуры с параметрами МЦУ не связаны.
Наиболее вероятной причиной снижения N0 центральных объемов плит является большее количество крупных частиц избыточных фаз и существование более выраженных локальных группировок включений, увеличивающих протяженность областей твердого раствора, свободных от этих частиц. Их влияние можно объяснить исходя из механизма появления усталостной трещины в полосах скольжения с повышенной плотностью дислокаций. Чем крупнее частица и длиннее полоса скольжения в свободной от частиц области твердого раствора, тем быстрее при циклическом деформировании в полосе скольжения в области влияния концентратора напряжения на поверхности образца достигается критическая плотность дислокаций и возникает усталостная трещина, т. е. тем меньше N0.
Это явление для сплава АК4-1 экспериментально изучено в работе [35] при наблюдении
взаимодействия усталостной трещины с элементами микроструктуры при циклическом нагружении образца, изготовленного из прессованной полосы сплава АК4-1 сечением 20 х 60 мм, внутри колонны сканирующего электронного микроскопа. Показано, что при приближении усталостной трещины к скоплениям фазы Д!дРеМ1 происходит растрескивание крупных частиц с прорастанием микротрещин в матрицу и их слиянию с магистральной трещиной. Это ускоряет скорость роста трещины. Отмечено также, что скопления фаз или крупные частицы значительно облегчают зарождение усталостной трещины в образцах, изготовленных из плиты, по сравнению с прессованной полосой.
Пониженное значение Np для центрального объема катаной плиты толщиной 80 мм из
140
120
к
Ц100
80
60
140
120
и 100
80
60
10 20 30 40 50 п, шт./мм2
V ■
■ 2
ч •
•
10
¿т.р, мкм
Рис. 9. Связь между характеристиками структуры п, ¿тр и параметром МЦУ Ы0 для центральных (•)
и поверхностных (■) объемов плит из сплава АК4-1чТ1, состаренных по 1 режиму:
1 - N0 = 129,8 - 1,3л, И = - 0,861;
2 - N0 = 159,3 - 9,1 И = - 0,850; Якр = |0,811|
0
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
сплава АК4-1чТ1 отмечено также в [36]. Это явление наблюдается и при других видах испытаний на усталость. Так, в [37] отмечено повышенное значение предела выносливости ст-1 на базе 107 циклов при испытании на круговой изгиб ^ = -1) продольных и поперечных гладких образцов диаметром 7,5 мм из поверхностного объема по сравнению с центральным объемом катаных плит из сплава АК4-1Т1, изготовленных из плоских слитков, отлитых в кристаллизатор скольжения и в электромагнитный кристаллизатор.
Полученные результаты сопоставления структуры плит и параметров МЦУ показывают, что для повышения сопротивления малоцикловой усталости плит из сплава АК4-1Т1 необходимо соблюдать технологические приемы литья слитков и прокатки заготовок, способствующие получению структуры с равномерным распределением мелких частиц фазы А^РеМ. Это приведет к зарождению усталостной трещины через большее число циклов нагружения.
На основании изучения сопротивления МЦУ ряда деформируемых алюминиевых сплавов, в том числе с использованием описанных выше результатов для сплава АК4- 1ч, в работе [34] сформулированы изложенные ниже закономерности влияния химического состава сплава и структуры полуфабриката на сопротивление МЦУ, в основном на число циклов N0 до появления усталостной трещины. От этой характеристики зависит разброс результатов испытаний отдельных образцов, поскольку число циклов Ытр роста трещины у разных образцов из одного полуфабриката меняется мало.
Для стадий появления и распространения трещины выделены следующие закономерности влияния химического состава сплава и структуры на параметры N0 и Ытр:
1) уменьшение количества крупных (толщиной более 5 мкм) частиц избыточных фаз повышает число циклов N0 до появления усталостной трещины фиксируемого размера (0,1 мм2);
2) в сплавах с большим количеством избыточных фаз долговечность N0 повышается в случае более равномерного распределения включений с уменьшением протяженности областей твердого раствора, свободных от включений;
3) уменьшение легированности твердого раствора при снижении содержания растворимых легирующих компонентов в пределах марки сплава повышает (с учетом системы легирования) сопротивление МЦУ (параметры N0 и Ытр увеличиваются);
4) появление в структуре твердого раствора в результате искусственного старения некогерентных частиц упрочняющих фаз, в том числе по границам зерен, снижает сопротивление МЦУ (параметры N0 и Ытр уменьшаются).
Для правильной интерпретации результатов испытаний следует учитывать высокую чувствительность процесса зарождения и роста трещины к условиям испытания, проявляющуюся, в частности, в следующем:
5) при прочих равных условиях повышение максимального напряжения цикла снижает величину параметров N0 и Ыр согласно линейным уравнениям в логарифмическом масштабе;
6) ухудшение качества поверхности концентратора и наличие на ней глубоких рисок или царапин снижает параметр N0;
7) наличие сжимающих напряжений на поверхности концентратора увеличивает параметр N0.
Третья группа закономерностей относится к взаимосвязи продолжительности различных стадий усталостного разрушения и коэффициентов связывающих их уравнений:
8) использование уравнений \дЫ=А - В\дстмакс для описания результатов испытаний алюминиевых сплавов в условиях МЦУ (закономерность 5) приводит к получению для разных полуфабрикатов уравнений, между коэффициентами А и В которых существует практически линейная зависимость;
9) основным изменяемым параметром МЦУ отдельных образцов является число циклов N0 до зарождения усталостной трещины, а длительность периода Ытр роста трещины до окончательного разрушения каждого образца из одного полуфабриката является стабильной величиной, что приводит к существованию линейной зависимости вида: Ыр = Ь0 + ^N0, где коэффициент Ь1 близок к 1, а Ь0 = Ытр;
10) для стареющих алюминиевых сплавов существуют два уровня сопротивления МЦУ -более высокий в естественно состаренном состоянии и более низкий в искусственно состаренном состоянии.
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Заключение
Рассмотренные выше характеристики тре-щиностойкости плит из сплава АК4-1Т1 являются структурно чувствительными, что позволяет влиять на их величину варьированием технологических параметров, таких как химический состав сплава в пределах марки, режимы литья слитков и их горячей обработки давлением. Выбор оптимальных технологических параметров позволит снизить зональную ликвацию в слитке и уменьшить количество крупных частиц избыточных фаз в структуре, получить равномерное распределение частиц в матрице.
При невозможности прецизионного управления структурой полуфабриката следует ориентироваться на получение статистически обоснованных свойств, характерных для изделий, изготовленных по серийной технологии и имеющих типичную структуру с неоднород-
ным распределением интерметаллидов и наличием определенной объемной доли более крупных частиц.
Для наиболее ответственных полуфабрикатов, в частности плит, желательно систематическое исследование их структуры для набора статистических данных по интервалу возможного изменения количественных параметров структуры и их сопоставления с технологией изготовления и уровнем свойств изделий.
Имеющееся в настоящее время реальное направление улучшения характеристик тре-щиностойкости изделий из сплавов типа АК4-1Т1 путем двукратного уменьшения содержания железа и никеля реализовано в сплаве АК4-2. Происходящее при этом изменение свойств полуфабрикатов будет рассмотрено в дальнейшем.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Телешов В.В. Развитие технологии производства плит из жаропрочного деформируемого алюминиевого сплава АК4-1. Часть 3. Влияние состава сплава и некоторых параметров технологии на механические свойства при растяжении и электрические характеристики полуфабрикатов // Технология легких сплавов. 2015. № 1. С. 8-26.
2. Кудряшов В.Г., Смоленцев В.И. Вязкость разрушения алюминиевых сплавов. - М.: Металлургия, 1976. - 295 с.
3. Кишкина С.И. Сопротивление разрушению алюминиевых сплавов. - М.: Металлургия, 1981. -280 с.
4. Туполев А.А., Сулименков В.В., Зельтин В.К.
Повышение эксплуатационных характеристик материалов и эффективность конструкций пассажирских самолетов // Металловедение алюминиевых сплавов. - М.: Наука, 1985. С. 22-40.
5. Нестеренко Г.И. Требования к свойствам перспективных конструкционных материалов для планера самолета // Технология легких сплавов. 1995. № 2. С. 43-61.
6. Телешов В.В. Развитие технологии производства плит из жаропрочного деформируемого алюминиевого сплава АК4-1 в связи с их структурой и механическими свойствами. Часть 1. Сплавы системы А\-Си-Мд-Ре-Ы1 и технология изготовления плит // Технология легких сплавов. 2014. № 3. С. 14-28.
7. Балахонцев Г.А., Романова О.А., Телешов В.В. Структура и свойства горячекатаных плит // В кн.: Структура и свойства полуфабрикатов из алюми-
ниевых сплавов: справ., 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия. 1984. С. 165-192.
8. Телешов В.В., Кудряшов В.Г. О связи вязкости разрушения полуфабрикатов из алюминиевых сплавов с механическими свойствами // Проблемы прочности. 1977. № 8. С. 65-68.
9. Телешов В.В. Использование электрических свойств в областях металловедения, термической обработки и контроля качества полуфабрикатов из деформируемых алюминиевых сплавов. (Обзор литературы за 1972-2000 гг.) // Технология легких сплавов. 2001. № 3. С. 52-78.
10. Телешов В.В., Кудряшов В.Г., Головлева А.П. Связь между вязкостью разрушения и электропроводностью плит из сплава АК4-1 ч // Технология легких сплавов. 1980. № 8. С. 7-10.
11. Телешов В.В., Чурюмов А.Ю. Анализ влияния характеристик двухфазной матричной структуры на вязкость разрушения деформируемых алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2012. № 2. С. 22-40.
12. Микляев П.Г., Нешпор Г.С., Кудряшов В.Г. Кинетика разрушения. 2-е изд. - Челябинск: Металлургия, 1991. -336 с.
13. Телешов В.В., Корнаухов А.С. К вопросу о зависимости вязкости разрушения от параметров суб- и микроструктуры полуфабрикатов из алюминиевых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. № 7. С. 2-6.
14. Романова О.А., Аверкина Н.Н., Жегина И.П. и др. Влияние железа и никеля на структуру и свойства сплава АК4-1 // Авиационные материалы. 1982. Вып. 1. С. 51-60.
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
15. Романова О.А., Бобовников В.Н. Жаропрочный деформируемый алюминиевый сплав АК4-2 (1143) для сверхзвуковых пассажирских самолетов // Цветные металлы. 1994. № 11. С. 56-58.
16. Кудряшов В.Г., Телешов В.В. Вязкость разрушения алюминиевых сплавов и оптимизация их химического состава // Технология легких сплавов. 1984. № 3. С.14-19.
17. Телешов В.В. Развитие технологии производства плит из жаропрочного деформируемого алюминиевого сплава АК4-1. Часть 2. Особенности структуры плоских слитков и прокатанных из них плит // Технология легких сплавов. 2014. № 4. С. 6-22.
18. Смоленцев В.И. Метод определения структурной неоднородности крупногабаритных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов с помощью параметров вязкости разрушения // Заводская лаборатория. 1982. Т. 48. № 5. С. 71-74.
19. Дриц А.М., Телешов В.В., Швечков Е.И. и др. Механические свойства и характеристики тре-щиностойкости в разных зонах серийных плит сплава 1163Т толщиной 30 мм // Авиационная промышленность. 2010. № 2. С. 40-45.
20. Телешов В.В., Штовба Ю.К., Смоленцев В.И. и др. Влияние величины зерна на вязкость разрушения и усталостную прочность сплава АК4-1 ч // Металловедение и термическая обработка металлов. 1983. № 7. С. 29-34.
21. Вассерман А.М., Данилкин В.А., Коробов О.С. и др. Методы контроля и исследования легких сплавов: справ. / Дерягин Г.А., Штовба Ю.К., Мик-ляев П.Г. Определение характеристик сопротивления мало- и многоцикловой усталости полуфабрикатов из легких сплавов при циклическом растяжении. - М.: Металлургия. 1985. С. 354-357.
22. Богданов Б.Ф., Колганова З.Н., Сенник В.Я. Рассеяние усталостной долговечности материала полуфабрикатов из алюминиевых сплавов // Комплексное обеспечение ресурса авиаконструкций. VII научно-техн. конференция по ресурсу авиаконструкций. Кн. 2. - М.: ЦАГИ, 1983. С. 268-273.
23. Телешов В.В., Кудряшов В.Г., Нешпор Г.С. О конструктивной прочности полуфабрикатов из алюминиевых сплавов // Металлы. 1987. № 5. С.158-162.
24. Зверев Е.А., Коновалов В.В., Яблонский И.С.
Методика определения долговечности образцов с малыми трещинами // Заводская лаборатория. 1986. Т. 52. № 1. С. 71-74.
25. Кузгинов В.И., Телешов В.В., Горская Л.А.
Испытания на МЦУ с определением числа циклов до зарождения усталостной трещины // Технология легких сплавов. 1991. № 5. С. 59-63.
26. Телешов В.В. Использование металлографически определяемых параметров структуры для
оценки конструктивных свойств полуфабрикатов на примере катаных плит из высокопрочных алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов.
1994. № 5-6. С. 57-62.
27. Телешов В.В., Штовба Ю.К., Горская Л.А. и др. Структура и сопротивление усталостному разрушению плит из алюминиевого сплава АК4-1ч // Технология легких сплавов. 1986. Вып. 8. С. 13-18.
28. Кузгинов В.И., Телешов В.В., Горская Л.А. и др. Сопротивление малоцикловой усталости поверхностных и центральных объемов катаных плит из сплава АК4-1чТ1 // Технология легких сплавов.
1995. № 5. С.32-37, 115.
29. Телешов В.В., Кузгинов В.И., Головлева А.П. и др. Особенности микроструктуры центральных и поверхностных объемов катаных плит из сплава АК4-1чТ1 и ее связь с сопротивлением малоцикловой усталости // Технология легких сплавов. 1995. № 5. С. 38-42, 116-117.
30. Елагин В.И., Телешов В.В., Зайковский В.Б. Вклад ученых ВИЛСа в разработку технологии производства длинномерных плит, профилей и панелей из высокопрочных алюминиевых сплавов для широкофюзеляжных самолетов // Технология легких сплавов. 2010. № 1. С. 107-115.
31. Телешов В.В. Влияние холодного деформирования на микроструктуру катаных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 1985. № 4. С. 5-8.
32. Степнов М.Н., Гиацинтов Е.В. Усталость легких конструкционных сплавов. - М.: Машиностроение, 1973. -320 с.
33. Селихов А.Ф., Ушаков И.Е. Об одной особенности характеристик выносливости алюминиевых сплавов // Ученые записки ЦАГИ. 1980. Т. XI. № 1. С.49-57.
34. Телешов В.В., Кузгинов В.И. Сопротивление малоцикловой усталости полуфабрикатов из деформируемых алюминиевых сплавов (обзор литературы за 1970-1995 гг.) // Технология легких сплавов. 1995. № 6. С. 69-83, 133-136.
35. Бобовников В.Н., Лукьяненко В.В., Фиш-гойт А.В. Влияние частиц нерастворимой фазы Д^РеМ на кинетику распространения усталостной трещины в сплаве АК4- 1 // Металловедение и термическая обработка металлов. 1982. № 3. С.36-38.
36. Телешов В.В., Березин Л.Г., ОсокинЛ.С . и др.
Микроструктура слитка сплава АК4-1ч и ее наследственное влияние на структуру катаной плиты // Цветные металлы. 1997. № 11-12. С. 93-98.
37. Романова О.А., Телешов В.В. Структурная неоднородность и свойства катаных плит из сплава АК4- 1ч // Авиационные материалы. 1986. Вып. 3. С. 25-37.
