ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2009, том 107, № 3, с. 309-315
= ПРОЧНОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.715:620.178.3
ПОВЕДЕНИЕ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА 1570 В УСЛОВИЯХ ЦИКЛИЧЕСКОГО НАГРУЖЕНИЯ
© 2009 г. Е. В. Автократова*, О. Ш. Ситдиков***, Р. О. Кайбышев***, И. Ватанабе**
*Институт проблем сверхпластичности металлов, 450007 Уфа, ул. Ст. Халтурина, 39 **Nagoya Institute of Technology, Nagoya 466-8555, Japan ***Белгородский государственный университет, 308034 Белгород, ул. Королева, 2а
Поступила в редакцию 07.03.2008 г.
Проводится исследование сопротивления росту усталостной трещины в субмикрокристаллическом (СМК) сплаве Al-6%Mg-0.3%Sc-0.4%Mn совместно с прецизионным анализом поверхности разрушения образцов. Сравнение трещиностойкости крупнозернистого (КЗ) и СМК-материалов показало, что скорость распространения усталостной трещины в сплаве с СМК-структурой оказывается выше, чем в КЗ-состоянии только на стадии припорогового роста трещины. На стадии линейного роста распространение усталостной трещины становится нечувствительным к размеру зерен. При переходе к стадии ускоренного роста трещины скорость ее распространения в сплаве с СМК-структурой замедляется. Фрактографический анализ поверхности разрушения образцов свидетельствует о том, что замедление роста усталостной трещины в сплаве с СмК-структурой связано с постепенным переходом от интеркристаллитной к транскристаллитной моде усталостного разрушения материала.
PACS: 62.20.Mk, 81.40.Np
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время большое количество исследований проводят с целью изучения влияния интенсивной пластической деформации (ИПД) на механические свойства материалов. Показано, что использование ИПД для формирования СМК-структуры позволяет повысить характеристики статической прочности металлов и сплавов [1-4], а также получить высокие показатели сверхпластичности при достаточно высоких скоростях деформации (~10-2 с-1) [5-7]. Значительное количество работ (напр., [8-17]), также посвящено усталостным свойствам материалов, подвергнутых ИПД.
Традиционно сопротивление материала усталостному разрушению подразделяют на две стадии, а именно, стадию зарождения усталостной трещины и стадию ее распространения. Известно, что измельчение зерен методами ИПД увеличивает стадию зарождения трещины, вследствие увеличения прочности материала после ИПД [18, 19]. Однако поведение материала на стадии распространения трещины - наименее изученное свойство СМК-структур. Было показано [8, 10, 11, 13, 14], что сопротивление росту усталостной трещины (СРТУ) СмК-поликристаллов в припо-роговом регионе роста трещины может быть ниже, чем крупнозернистых материалов, поскольку усталостное разрушение в СМК-структуре более легко проходит по интеркристаллитному механизму и может быть связано с менее извилистым
путем распространения трещины. В то же время, как сообщалось в [20], для некоторых СМК А1- и Си-сплавов транскристаллитное распространение усталостной трещины может преобладать как при низких, так и при высоких значениях размаха коэффициента интенсивности напряжений. К сожалению, морфологические особенности усталостного разрушения, сформированные в широком интервале параметров циклического деформирования и/или на разных этапах распространения усталостной трещины, исследованы в настоящее время неполно. В результате, прецизионные механизмы разрушения материалов с СМК-размером зерен будут неясными.
Цель настоящей работы - изучение циклической трещиностойкости А1-6%М§-0.3%Бе-0.4%Мп сплава 1570 с СМК-структурой, сформированной в процессе ИПД. Следует отметить, что данный сплав стал перспективным конструкционным материалом для гражданского авиастроения, однако одним из существенных его недостатков является относительно низкая трещиностойкость [21], что ограничивает широкое использование этого сплава. Поэтому исследование влияния ИПД на трещиностойкость данного материала представляет значительный интерес для практического применения. Наряду с измерением скорости распространения усталостной трещины в сплаве 1570 е СМК-размером зерен, большое внимание в данной работе уделяли анализу морфологических особенностей поверхности разру-
da/dN, м/цикл 10-%
О 1570 до РКУ-прессования (КЗ) О • 1570 после РКУ-прессования (СМК)
10-5 10-6 10-7 10-8
/
Q&
о0**
4 5 6 7 8 910
20 30 40 50 AK, МПа • ТМ
Рис. 1. Микроструктура сплава 1570: а - состояние поставки; б - после РКУ-прессования. На рис. б темные участки являются областями мелких (~1 мкм) зерен, как показано в правом верхнем углу при большем увеличении.
шения вдоль траектории трещины, позволяющих выявить основные механизмы ее распространения в СМК-структуре.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
Используемый в работе алюминиевый сплав 1570 следующего химического состава: Al-6%Mg-0.3%Sc-0.4%Mn-0.2%Si-0.1%Fe (вес. %), был получен методом полунепрерывного литья и гомогенизирован на воздухе при 520°С в течение 48 ч. После этого был подвергнут прессованию при температуре 390°C со степенью обжатия 50% и отжигу при температуре 400°С в течение 1 ч. РКУ-прессование плит сплава 1570 размером 152 х 152 х 25 мм осуществляли при температуре 325°C до истинной степени деформации £ ~ 9.2 по маршруту Bcz [22], т.е. при переходе от одного РКУ-прохода к другому, плиты последовательно поворачивали на угол +90° вокруг нормали к наибольшей площади сечения заготовки. Испытания на циклическую трещиностойкость проводили на гидравлической машине "Shenk hidropuls PSA" на компактных об-
Рис. 2. Диаграммы усталостного разрушения алюминиевого сплава 1570 с КЗ- и СМК-структурой.
разцах толщиной 20 мм с боковой сквозной прорезью. Нагружение образцов совершали по синусоидальной форме цикла с частотой 5 Гц и коэффициентом ассиметрии цикла R = 0.1. Исследование профиля усталостной трещины производили в плоскости, перпендикулярной плоскости ее распространения. Металлографический анализ сделали на оптическом микроскопе Nikon L-150. Фрак-тографические исследования проводили на растровом электронном микроскопе JEOL JXA-6400.
РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Формирование СМК-структуры в процессе РКУ-прессования
Типичные микроструктуры до и после РКУ-прессования представлены на рис. 1а, 16. В состоянии поставки (см. рис. 1а) сплав имел неоднородную частично рекристаллизованную структуру, состоящую из крупных вытянутых зерен с размером ~170 и 70 мкм в продольном и поперечном направлениях, соответственно, и областей более мелких равноосных зерен с размером ~4 мкм и объемной долей ~0.35, которые располагались в виде "мантии" вдоль исходных зеренных границ. РКУ-прессование обеспечило формирование СМК-структуры с размером зерен ~1 мкм. Объемная доля СмК-зерен составила ~0.88 (см. рис. 16).
Диаграммы усталостного разрушения
Рис. 2 представляет зависимость скорости роста усталостной трещины, da/dN в Al-6%Mg-0.3%Sc-0.4%Mn сплаве с СМК-структурой от размаха коэффициента интенсивности напряжений AK. Аналогичные данные о распространении тре-
щины в крупнозернистом материале (см. рис. 1) представлены также на этом рисунке для сравнения. На рис. 2 видно, что зависимость, построенная для обычного поликристаллического материала, демонстрирует три хорошо известные стадии распростронения трещины: стадию медленного роста трещины в припороговом регионе при AK < < 6 МПа ■ "м; линейную стадию роста (в режиме Париса, da/dn ~ (AK)m [23]) при AK ~ 6.5-20 МПа ■ "м; и стадию нестабильного роста трещины при больших величинах AK > 20 МПа ■ "м. Также рис. 2 показывает, что стадия линейного роста усталостной трещины в СМК-состоянии материала расширяется в сторону больших величин AK, а стадия ускоренного роста становится при этом менее выраженной. Скорость роста трещины в этом материале в припороговом регионе выше, чем в обычном поликристаллическом состоянии. Однако на стадии линейного роста трещины скорости распространения трещин в обоих материалах достигают приблизительно одинаковых значений da/dN. Это свидетельствует о том, что, хотя в припороговом регионе поведение усталостной трещины определяется микроструктурными факторами, скорость роста последней в данном материале становится "структурно-нечувствительной" при больших величинах AK. Следует отметить, что такое поведение, когда микроструктура оказывает меньшее влияние на распространение усталостной трещины в режиме Париса, отмечали ранее в работах [11, 12, 14, 20], посвященных трещиностойкости материалов с СМК-структу-рой. Этот же эффект демонстрировался и для обычных крупно-мелкозернистых материалов [24-27]. Таким образом, подобное влияние микроструктуры на трещиностойкость может быть общим феноменом поликристаллов, находящихся в широком ранге размеров зерен. К сожалению, как было указано выше, только очень ограниченная информация о влиянии СМК-структуры на развитие усталостной трещины в режиме больших AK представлена в настоящее время в литературе.
На рис. 2 видно, что сопротивление росту трещины в СМК-структуре несколько увеличивается при переходе в область средних/больших AK (AK > 20 МПа ■ "м). В результате окончательное разрушение СМК-образцов происходит при AK ~ ~ 33 МПа ■ "м, тогда как крупнозернистые образцы разрушаются уже при AK ~ 27 МПа ■ "м. Подобное неоднозначное влияние AK на распространение трещины связано, по всей видимости, с изменением механизмов усталостного разрушения в СМК-структуре. Далее будет проведен детальный анализ особенностей распространения усталостной трещины в СМК-образцах сплава 1570 при переходе в интервал промежуточных и больших AK в соответствии с данными, представленными на рис. 2.
Рис. 3. Типичный профиль усталостной трещины в СМК-сплаве1570:
а - АК ~ 7 МПа • ^м; б - АК ~ 9 МПа • ^м; в - АК ~ ~ 18 МПа • ^м. Стрелка указывает направление распространения трещины.
Профиль усталостной трещины в СМК-материале
На рис. 3 представлены типичные картины, показывающие профиль усталостной трещины в СМК-материале при переходе со стадии припоро-гового роста трещины на стадию линейного роста, т.е. при АК ~ 7 МПа • ■^м (см. рис. 3а); в середине стадии линейного роста трещины, т.е. при АК ~ 9 МПа • ■^м (см. рис
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.