CC BY
98УДК 533.9
Водородное охрупчивание и локализация пластической деформации высоколегированных сплавов
1А.В. Бочкарёва, 12А.Г. Лунев, 12Ю.В. Ли, 123С.А. Баранникова 1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск, Россия 2Томский государственный университет, г. Томск, Россия 3Томский государственный архитектурно-строительный университет, г. Томск,
Россия e-mail: bsa@ispms.tsc.ru
Исследовано влияние насыщения водородом алюминиевого сплава марки Д1 в трехэлектодной электролитической ячейке на особенности локализации пластического течения при квазистатическом одноосном растяжении. Показано, что водородное охрупчивание в значительной степени влияет на пластичность сплава, по сравнению с исходным состоянием. При этом остается неизменным число присутствующих стадий пластического течения, а именно, линейная, параболическая и стадия предразрушения, каждая из которых характеризуется собственным показателем деформационного упрочнения в уравнении Людвика-Холомона. Ключевые слова: водородное охрупчивание; дуралюмин; прочность, пластичность; локализация.
Hydrogen embrittlement and localized plastic deformation of high
doped alloys
The effect of hydrogen embrittlement on the localized plastic deformation of aluminum alloy D1 was investigated. The studies were performed for the test samples of aluminum alloy subjected to electrolytic hydrogenation. It is found that the hydrogenated counterpart of alloy has a lower degree of ductility relative to the original alloy; however, the plastic flow behavior of material remains virtually unaffected. The deformation diagrams were examined for the deformed samples of aluminum alloy. These are found to show all the plastic flow stages: the linear, parabolic and pre-failure stages would occur for the respective values of the exponent n from the Ludwik-Holomon equation.
Keywords: hydrogen embrittlement; duralumin; hardness; ductility; localization.
Изучение влияния коррозионных процессов на механические, а, следовательно, и эксплуатационные характеристики конструкционных металлов и сплавов представляет собой очень важную инженерную задачу [1, 2]. Термически упрочняемые алюминиевые сплавы, к которым, безусловно, относят дуралюмины, обладают достаточными прочностными характеристиками и, одновременно с этим, высокой степенью сопротивления коррозионным процессам, ввиду наличия на поверхности инертной оксидной пленки. Все вышесказанное, а также относительная доступность алюминия и его сплавов, позволяет находить широкое применение данным материалам во многих отраслях промышленности, в том числе, авиационной, кораблестроительной, в качестве конструкционных узлов различного рода сооружений и др. Широкое применение алюминиевых сплавов предполагает возможность воздействия на них различных факторов окружающей среды, которые инициируют утонение верхнего слоя защитной оксидной пленки, что приводит к развитию коррозионных процессов и снижает общую безопасность конструкций. Алюминиевые сплавы в целом инертны к коррозионным процессам, однако, это справедливо только лишь для сплавов с малой степенью пересыщения твердого раствора. Сплавы с высокой концентрацией легирующих элементов, к которым относят сплавы системы дуралюмин, при условии существования в агрессивных средах, напротив подвержены коррозионному растрескиванию. Причиной такого растрескивания, в том числе, может служить водород [3-7].
В связи с этим представляется важным установить влияние насыщения водородом электролитическим методом на пластическое течение термически упрочняемых алюминиевых сплавов.
Для проведения исследований был выбран термически упрочняемый дуралюмин марки Д1. Химический состав сплава: А1 - 95%, Си - 3.5%, Мд - 0.2%, Мп - 0.5 %, остальное - Э1, Ре, Б, Р, 7п. Образцы в форме двойной лопатки после штампования из горячекатаного листа толщиной 2 мм подвергались отжигу при температуре 340 °С в течение одного часа с последующим охлаждением в печи для снятия внутренних напряжений и выявления стадийности кривых пластического течения.
Механические испытания проводились по схеме одноосного растяжения при комнатной температуре с использованием универсальной машины Walter+Bai со скоростью 6,67-10-5с-1. Характерной особенностью кривых нагружения сплава Д1 является пилообразный профиль, свидетельствующий о реализации явления прерывистой текучести при активном одноосном нагружении данного сплава. Пилообразный профиль кривой наблюдается на всем участке пластического течения, от предела текучести и вплоть до разрушения. Без учета зубчатости подобные кривые можно отнести к диаграммам общего типа [8], которые принято описывать параболической функцией вида:
а = а0+ Кеп, (1)
где К - коэффициент деформационного упрочнения; п<1 - показатель деформационного упрочнения.
Использование метода логарифмирования, описанного в работах [9], позволяет представить кривую нагружения в системе функциональных логарифмических координат -50) = /(1пе) и определить наличие участков на деформационной
кривой, где показатель п является постоянным и меняется дискретно от участка к участку, где в - истинное напряжение, без учета изменения поперечного сечения рабочей части в ходе одноосного растяжения, МПа; е - истинная деформация.
Коррозионные свойства полуфабрикатов из сплавов системы А1-Си-Мд определяются фазовым составом выделений, их распределением по границе и объему зерна, а также степенью обеднения приграничных областей медью. Последнее обстоятельство в основном определяется условиями термической обработки.
Микротвердость сплава Д1 в исходном состоянии и после его насыщения атомами водорода в трехэлектродной электрохимической ячейке измерялась стандартным методом с использованием наконечника Виккерса на микротвердомере ПМТ-3. Нагрузка на индентор составила Р=0.15 Н. Индентированию подвергалась полированная поверхность рабочей части образца. Полученные данные представлены с использованием стандартных приемов математической обработки результатов физического эксперимента [10, 11].
Водородное насыщение исследуемого сплава проводилось электролитическим методом при постоянном контролируемом катодном потенциале в течение 24, 100 и 120 часов. Образец помещался в трехэлектродную электрохимическую ячейку в 1N раствор серной кислоты с добавлением тиомочевины в концентрации 20 мг/л для стимулирования процесса при температуре 323 К [12]. Электрохимическая ячейка оборудована графитовым анодом и хлорсеребряным электродом сравнения, относительно которого задается постоянный контролируемый потенциал и = - 430 мВ. Управление величиной потенциалом и силой тока в ходе электрохимической реакции выполнялось с помощью потенциостата-гальваностата !РС-Сотрае1
8
Рис. 1. Кривая нагружения сплава Д1 в исходном состоянии (1), после его насыщения водородом в электрохимической ячейке в течение 100 часов (2)
и 120 часов (3)
Дальнейшие исследования по влиянию процесса насыщения водородом образцов на механические характеристики алюминиевого сплава проводились непосредственно сразу же после изъятия образца из трехэлектродной электрохимической ячейки.
На рисунке 1 представлены результаты механических испытаний сплава Д1. Кривые пластического течения сплава Д1 в исходном состоянии и в результате электролитического наводороживания образцов в течение 24 часов практически не различаются между собой. Однако диаграммы нагружения сплава Д1 в исходном состоянии (1) и после и электролитического наводороживания в течение 100 часов (2) отчетливо показывают, что, несмотря на то, что характеристики прочности исследуемого материала остались неизменными, его пластичность снизилась значительно. Относительное удлинение до разрыва наводороженного образца уменьшилось по сравнению с исходным состоянием на 15%.
Более значительные изменения пластического течения отображает кривая нагружения для образца сплава Д1 в состоянии (3) после его насыщения водородом в электрохимической ячейке в течение 120 часов (рис. 1). В этом случае условный предел текучести уменьшился на 25%, предел прочности снизился почти на 30%, а пластичность уменьшилась более чем в 2 раза.
Количественные данные механических характеристик: сто,2 - условный предел текучести, МПа; ств - предел прочности, МПа; б - относительное удлинение до разрыва, %, приведены в таблице. Деформирование сплава Д1 в исходном состоянии (1) заканчивается образованием макроскопической шейки, свидетельствующей о приближении вязкого разрушения. Анализ стадийности деформационных кривых сплава в исходном состоянии в функциональных логарифмических координатах, позволил достаточно четко выделить три продолжительных прямолинейных участка, для которых показатель деформационного упрочнения п остается постоянным. Таким образом на диаграмме нагружения сплава в исходном состоянии удалось выделить три традии пластического течения: сталию линейного упрочнения с показателем п = 1 на участке от 1,3 до 2,3% общей деформации; стадию параболического упрочнения,
где п « % на интервале от 3,6 до 6,1% общей деформации и стадию прадразрушения с показателем п « 0,3 на участке от 6,9 до 13,8% общей деформации. Полученные данные согласуются с данными выполненных ранее исследований [13].
Таблица 1
Механические характеристики сплава Д1 в исходном состоянии (1), после электролитического насыщения водородом в течение 100 ч (2) и 120 часов (3)
Линейная Параболиче Стадия
СТ0.2, М^а об, М^а 5,% Н|, МПа стадия, п«1 ская стадия, предразрушения, п<0,3
£н, % £к, % £н, % £к, % £н, % £к, %
1 76,3 180,0 15 251,0±1,5 1,3 2,3 3,6 6,1 6,9 13,8
2 77,6 175,6 12,6 271,9±4,9 1,1 2,4 3,4 5,5 5,9 11,1
3 61,8 131,7 6,7 233,3±15,2 1,1 1,8 3,2 5,4 - -
Анализ кривой нагружения сплава после электрохимического насыщения водородом в течение 100 часов на предмет выявления стадийности показал, что все три стадии - линейная, параболическая и стадия предразрушения имеют место. При этом интервал начала и окончания двух последних стадий незначительно сместился относительно аналогичных в исходном состоянии (см. таблицу). Несмотря на значительные изменения механических характеристик при наводороживании образца в течение 120 часов, выявление стадий позволило установить наличии линейной и параболической стадии пластического течения, стадия предразрушения отсутствует на диаграмме 3 (рис. 1). В отличие от исходного состояния (1) в образцах, насыщенных водородом в течение 96 и 120 часов разрушение происходит без образования шейки.
Измерения микротвердости рабочей поверхности образцов проводились стандартным методом по 20 измерениям. Значения микротвердости сплава Д1 в исходном состоянии, после электролитического насыщения водородом в течение 100 часов и 120 часов составили н = 251,0 ± 5,5 МПа, н = 271,9 ± 4,9 МПа
/л ~ /л
и = 233,3 ± 15,2 МПа соответственно. Для анализа полученных данных
использовался статистический метод обработки результатов физического эксперимента по двойному ^критерию [10], согласно которому проводится сравнение расчетного значения с табличным значением коэффициента
Стьюдента , для доверительной вероятности а и количества степеней свободы /. Для доверительной вероятности а = 0,95 и количества степеней свободы / = 38, значение коэффициента Стьюдента = 2,02[11]. В исходном состоянии без водорода и после электролитического насыщения водородом в течение 100 часов и 120 часов значения микротвердости |г| > гаГ, что указывает на существенное
отличие средних значений микротвердости для всех исследованных состояний (1), (2) и (3). Таким образом, водородное насыщение алюминиевого сплава в течение 100 часов приводит к увеличению микротвердости на 8%, а дальнейшее насыщение водородом до 120 часов формирует крайне неоднородную поверхность, что отражается в значительном увеличении отклонения от средней величины микротвердости.
Типичные фрактографии поверхностей разрушения исследованных образцов представлены на рисунке 2. Для образцов исследуемого сплава в исходном состоянии без водорода более характерно формирование вытянутых ямок сдвига, тогда как поверхность разрушения образцов, подверженных наводороживанию, представляет собой преимущественно систему равноосных ямок и ямок отрыва
(рис. 2). Количественный анализ геометрических размеров образовавшихся рельефов показал, что средний размер ямок отличается незначительно. Для исследуемых состояний (1), (2) и (3) средний размер ямок отрыва х составил 7,6±0,9 мкм, 8,2±1,3 мкм и 9,4±1,7 мкм соответственно. Статистическая обработка данных методом двойного ^критерия показала, что полученные значения отличаются незначительно, однако анализ индивидуальных размеров ямок отрыва позволил установить, что при одинаковом минимальном размере сформированных пор х«\,5мкм максимальные размеры возрастают и составляют 15, 19 и 40 мкм соответственно.
В случае наводороживания образцов исследуемого сплава в течение 120 часов вблизи зоны среза сформировалась еще одна область, которая состоит из разрозненных пластин основной матрицы сплава, параллельных свободной поверхности и прикрепленных к ним глобулярных включений. Элементный анализ данных включений показал повышенное содержание Си, что может быть обусловлено наличием в сплаве Д1 интерметаллидных упрочняющих частиц СиЛ2 и Л2СиМд.
Рис. 2. Фрактограммы поверхности разрушения алюминиевого сплава Д1: а - в исходном состоянии без водорода (1); б - в состоянии после насыщения водородом в течение 100 часов (2); в - в состоянии после насыщения водородом
в течение 120 часов (3)
Анализ экспериментальных данных показывает [3-7], что водород, образующийся в результате электрохимических реакций, участвует в процессе коррозионного растрескивания алюминиевых сплавов систем А1-7п-Мд и А1-Си-Мд. Водород также играет определенную роль и в процессе их коррозионного растрескивания, хотя однозначно механизм охрупчивания, идентичный тому, который имеет место при предварительном наводороживании, не установлен. При коррозионном растрескивании водородное охрупчивание имеет место наряду с разрушением по электрохимическому механизму, например, путем периодического разрушения пассивной пленки за счет локальной пластической деформации у границ зерен и преимущественного локального растворения в этих местах.
Применение новых методов анализа неоднородности полей деформаций позволило значительно продвинуться в понимании природы локализации пластической деформации и разрушения металлов и сплавов [14, 15]. Несмотря на исследования процесса образования полос деформации при прерывистой текучести в алюминиевых сплавах к настоящему моменту времени [16] многие вопросы остаются открытыми. Экспериментальные результаты, на которых базируется автоволновой подход к описанию локализованной пластической деформации [17-19], получены с использованием уникального измерительного комплекса ДЬМБО для фотографической регистрации спекл-изображения [17]. В настоящей работе
применение комплекса ДЬМЕС-^ для цифровой регистрации спекл-изображения позволило повысить быстродействие прибора, обеспечить возможность регистрации процессов формоизменения и разрушения в реальном времени, а также повысить пространственное разрешение при исследовании неоднородности фронтов деформации в алюминиевом сплаве Д1 при одноосном растяжении в исходном состоянии и подверженного электролитическому насыщению водородом в течение 100 ч. Поскольку наводороживание сплавов инициирует различные структурные изменения [20, 21].
В процессе механических испытаний образцов на испытательной машине ЬРМ-125 проводили исследовании я макролокализации деформации с помощью автоматизированного лазерного измерительного комплекса для анализа цифровых спекл-изображений (ALMEC-tv).
При обработке цифровых спекл-изображений методикой, основанной на измерении скорости мерцания спеклов, наблюдаются периодически перемещающиеся одиночные фронты локализованной деформации, аналогичные полосам Чернова-Людерса. Пример таких фронтов локализации пластической деформации показан на рисунке 3.
I . "| 11 | I | I [- I | 1 I 1 I 1 Г" ' 1 ' 1 I 1 I 1 I 1 I ' I 1 I 1 I
О 5 10 15 20 25 30 35 40 « 5 10 15 20 25 30 35 40
х, тш х* пил
а) б)
Рис. 3. Визуализация полос макролокализации деформации на поверхности образца Д1 в состоянии (1) при общей деформации 1,1% (а) и в состоянии (2) при общей
деформации 5,1% (а)
Последовательность координат X, соответствующих положениям полос деформации вдоль оси растяжения с течением времени £ аппроксимировали прямыми линиями. Из зависимостей Х@) определяются скорость и расстояние между полосами локализованной деформации, которые служат информативным дополнением к обычным механическим характеристикам материала.
Анализ картин локализации пластической деформации в образцах сплава Д1 показал преимущественное распространение одиночных фронтов деформации по всей длине образца. Зарождение новых полос локализованной пластической деформации происходит вблизи неподвижного захвата. Скорость полос локализации пластической деформации и расстояние между ними снижаются по мере роста общей деформации как в исходном состоянии (1), так и после предварительного насыщения водородом (2). На стадии предразрушения к моменту формирования шейки перемещение фронтов деформации ограничено узкой областью — местом будущего разрушения.
Заключение
В настоящей работе показано влияние насыщения водородом алюминиевого сплава марки Д1 электролитическим методом в трехэлектродной электрохимической ячейке при постоянном потенциале на особенности пластического течения при одноосном растяжении. Показано, что предварительное наводороживание в течение 24 часов не изменяет характеристики прочности и пластичности, в то время как насыщение водородом образцов в течение 100 и 120 часов в значительной степени влияет на пластичность и микротвердость сплава, по сравнению с исходным состоянием. В отличие от исходного состояния в образцах, насыщенных водородом в течение 100 и 120 часов разрушение происходит без образования шейки. При этом
остается неизменным число присутствующих стадий пластического течения, а именно, линейная, параболическая и стадия предразрушения. Водород усиливает локализацию пластической деформации и меняет количественные параметры локализации пластической деформации: скорость фронтов локализации пластической деформации и расстояние между ними.
Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных исследований Государственной академии наук в 2015-2020 гг. и Программы «Научный фонд им. Д.И. Менделеева Томского государственного университета» в 2014- 2015 гг.
Список литературы
1. Малахов, А.И. Основы металловедения и теории коррозии/ А.П. Жуков - М.: Высшая школа, 1978. - 192 с.
2. Семенова, И.В. Коррозия и защита от коррозии/ И.В. Семенова, Г.М. Флорианович, А.В. Хорошилов. - M.: Физмалит, 2002. - 335 с.
3. Lunarska, E. Effect of precipitates on hydrogen transport and hydrogen embrittlement of aluminum alloys/ O. Chernyaeva // Materials Science. - 2004. - Vol. 40, №3. - P. 399-407.
4. Kannan, M. Hydrogen embrittlement susceptibility of over aged 7010 Al-alloy/ V S. Raja // Journal of Materials Science. - 2006. - Vol. 41. - P. 5495-5499.
5. Kim, S.J. Electrochemical characteristics of Al-Mg alloy in seawater for leisure ship: Stress corrosion cracking and hydrogen embrittlement / M.S. Han, S.K. Jang // Korean Journal of Chemical Engineering - 2009. - Vol. 26, №1. - P. 250-257.
6. Kumar, S. Precipitation hardening and hydrogen embrittlement of aluminum alloy AA7020/ T. Namboodhiri // Bulletin of Materials Science. - 2011. - Vol. 34, №2. -P. 311-321.
7. Nykyforchyn, H.M. Electrochemical evaluation of the in-service degradation of an aircraft aluminum alloy/O.P. Ostash, O.T. Tsyrul'nyk et al. // Materials Science. - 2008. -Vol. 44, №2. - P. 254-259.
8. Пановко, В.М. О возможности анализа кривой упрочнения стали 45 по уравнениям Людвига и Холломана/ В.М. Пановко, З.Н. Портная // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. - 1991. - №11. - С. 98 - 99.
9. Трефилов, В.И. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов, 2-е изд., перераб. и доп. / В.Ф. Моисеев, Э.П. Печковский и др.- Киев.: Наукова думка, 1989. - 256 с.
10. Зажигаев, Л.С. Методы планирования и обработки результатов физического эксперимента/ А.А. Кишьян, Ю.И. Романиков.- М.: Атомиздат, 1987. - 232 с.
11. Кондрашов, А.П. Основы физического эксперимента и математическая обработка результатов измерений / Е.В. Шестопалов Е.В.- М.: Атомиздат, 1977. -200 с.
12. Yagodzinskyy, Y. Hydrogen Solubility and Diffusion in Austenitic Stainless Steels Studied with Thermal Desorption Spectroscopy/ O.Todoshchenko, S.Papula, H. Hanninen // Steel Research International. - 2011. - Vol. 82, №1.- P. 20 - 25.
13. Данилов, В.И. Макролокализация деформации в материале с прерывистой текучестью / А.В. Бочкарёва, Л.Б. Зуев // Физика металлов и металловедение. -2009. - № 6. - Т. 107. - С. 660-667.
14. Плехов О. А. Экспериментальное исследование процессов накопления и диссипации энергии в железе при упругопластическом переходе // Журнал технической физики. - 2007. - Т. 77. - № 9. - С. 135-137 .
15. Третьякова Т. В. Исследование развития трещин при сложных режимах нагружения методом корреляции цифровых изображений // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. - 2012. - Т. 78. - № 6. - С. 54-58.
16. Шибков А. А. Механизмы зарождения полос макролокализованной деформации // Известия РАН. Серия физическая. - 2012. - Т. 76. - № 1. - С. 97-107.
17. Zuev L.B., Autowave model of localized plastic flow of solids / Danilov V.I., Barannikova S.A., Gorbatenko V.V. // Physics of Wave Phenomena. - 2009. - Vol. 17. -P. 1-10.
18. Barannikova S.A. Dispersion of the plastic strain localization waves // Techical Physics Latters. - 2004. - Vol. 30. - P. 338-340.
19. Barannikova S.A. Localization of stretching strain in doped carbon gamma-Fe single crystals // Techical Physics. - 2000. - Vol. 45. - P. 1368-1370.
20. Takai K. Lattice defects dominating hydrogen-related failure of metals // Acta Materialia. - 2008. - № 56. - P. 5158-5167.
21. Баранникова С.А. О локализации пластической деформации растяжения монокристаллов аустенитной стали, электролитически насыщенных водородом // Письма в ЖТФ. - 2011. - Т. 37. - №. 17. - С. 9-17.
