Научный журнал
Международный журнал прикладных и фундаментальных исследований

ISSN 1996-3955
ИФ РИНЦ = 0,570

СТРУКТУРНАЯ ПОВРЕЖДАЕМОСТЬ И СОПРОТИВЛЕНИЕ УСТАЛОСТИ СПЛАВА В95ПЧТ2 ПРИ РАЗНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ

Пачурин Г.В. 1
1 ФГБОУ ВПО «Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева»
В авиастроении инекоторых других отраслях промышленности нашли применение алюминиевые сплавы. Многие изделия из данного сплава впроцессе эксплуатации подвергаются воздействию циклических нагрузок при разных температурах. Поэтому изучение кинетики усталостного разрушения материала сучетом накопления структурной повреждаемости, появления макротрещины ипоследующего ее роста по сечению детали вплоть до окончательного разрушения является актуальным ипредставляет как практический, так итеоретический интерес. Вработе исследовался деформированный на 1,7 % всвежезакаленном состоянии иискусственно состаренный катаный алюминиевый сплав В95пчТ2.Показано, что по изменению прогиба образца впроцессе циклического нагружения можно оценивать развитие повреждаемости материала на всех этапах усталости: от зарождения макротрещин до их распространения, вплоть до полного разрушения. Повышение температуры испытания алюминиевого сплава приводит куменьшению периода до зарождения усталостных трещин, возрастанию скорости их развития ипонижению циклической долговечности. Получены уравнения кривых усталости сплава для исследованных температур, позволяющие прогнозировать циклическую долговечность скоэффициентом корреляции не ниже 0,924.
алюминиевый сплав
температура
упрочнение
повреждаемость
фрактография
микроструктура
циклическая долговечность
сопротивление усталости
1.Афонская, В.В. Исследование деформации и разрушения никеля в условиях малоцикловой усталости при температурах 20-900 °С в вакууме/ В.В.Афонская, Л.Г.Лозинский, В.А.Маричев// Физика ихимия обработки материалов. 1969.№3.С. 69.
2.Гуслякова Г.П., Пачурин Г.В. Температурная зависимость сопротивления усталостному разрушению предварительно деформированных металлов// Цветная металлургия. Известия ВУЗов СССР. 1990.№5.С. 90-96.
3.Пачурин Г.В. Кинетика усталостного разрушения меди М1илатуни Л63// Цветная металлургия. Известия ВУЗов СССР. 1989.№1.С. 96-101.
4.Пачурин Г.В. Влияние температуры испытания на сопротивление усталостному разрушению алюминиевого сплава В95пчТ2// Известия ВУЗов СССР. Цветная металлургия. 1989.№4.С. 96-100.
5.Пачурин Г.В, Гуслякова Г.П. Сопротивление усталостному разрушению алюминиевых сплавов, предварительно деформированных с различными скоростями// Известия ВУЗов СССР. Цветная металлургия. 1990.№6.С. 100-105.
6.Пачурин Г.В. Усталостное разрушение при нормальной температуре предварительно деформированных сплавов// Металловедение и термическая обработка металлов. 1990.№10.С.35-38.
7.Пачурин Г.В. Повышение коррозионной долговечности иэксплуатационной надежности изделий из деформационно-упрочненных металлических материалов.– Н. Новгород: НГТУ, 2005.132с.
8.Пачурин Г.В., Гущин А.Н. и др. Технология комплексного исследования разрушения деформированных металлов и сплавов в разных условиях нагружения: учеб. Пособие/ Г.В.Пачурин, А.Н.Гущин, К.Г.Пачурин, Г.В.Пименов. – Н.. Новгород: Нижегород. гос. ун-т., 2005.139с.
9.Bhamr S.K. Influence of microstructure on fatigue crack propagation in aluminum-zinc-magnesium alloys// Fract. Mech. Eng. Appl. Proc. Int. Conf. Bangalore, 1979,– alpenaan den Rijn. 1979.С. 159–163.

Алюминиевый сплав В95пчТ2 нашел применение в авиастроении и некоторых других отраслях промышленности. Многие изделия из данного сплава в процессе эксплуатации подвергаются воздействию циклических нагрузок при разных температурах, результатом которых может стать усталостное разрушение, которое может привести к авариям и человеческим жертвам. Поэтому изучение кинетики усталостного разрушения материала с учетом накопления структурной повреждаемости, появления макротрещины и последующего ее роста по сечению детали вплоть до окончательного разрушения является актуальным и представляет как практический, так и теоретический интерес.

Развитие процесса усталостного разрушения металлических материалов состоит из трех этапов: зарождения, развития усталостной макротрещины и быстрого долома [7]. Их длительность и характер зависят от сформированной соответствующими режимами технологической обработки структуры материала.

Ранее было показано [8], что важной интегральной характеристикой поведения металлов и сплавов в процессе циклического нагружения (в совокупности с металлографическими, фрактографическими и другими методами анализа кинетики процесса усталостного разрушения) являются кривые изменения текущего прогиба образцов. Они позволяют определить момент появления усталостной трещины и оценить скорость ее последующего развития.

Материалы и методы исследования

В работе использовалась комплексная методика экспериментальных исследований. Она включала испытания при циклическом нагружении в условиях разных температур, изучение исходной микроструктуры и ее изменение на поверхности образцов при усталости на оптическом и электронном уровне, исследование процесса разрушения, измерение текущего прогиба образцов; фрактографический анализ изломов образцов и др.

Для исследования был выбран деформированый на 1,7 % в свежезакаленном состоянии и искусственно состаренный катаный алюминиевый сплав В95пчТ2: закалка с 465-475 °С (выдержка 1 ч), вода, правка (растяжение в свежезакаленном состоянии 1,7 %); старение (12ОоС, 5ч, 180 °С, 6 ч). Цилиндрические стандартные образцы сплава В95пчТ2 испытывались на растяжение на машине ZD 10/90 со скоростью деформации 2∙10-3 с–1. На усталость при комнатной температуре цилиндрические образцы нагружались при частоте 50 Гц по схеме консольного кругового изгиба на машине МИП-8, переоборудованной для нагружения грузами и оснащенной фазосинхронизатором и оптическим микроскопом (х37) со стробоскопическим освещением для наблюдения за развитием процесса усталостного разрушения. Усталостные испытания при пониженных и повышенных температурах проводились в специальных криокамерах и печах сопротивления [8]. Математическое планирование экспериментов и статистический анализ их результатов проводились с рекомендациями ГОСТ 23026-78 и ГОСТ 25502-79. Построение КДУР осуществлялось по методу графического дифференцирования.

Результаты исследования и их обсуждение

В процессе циклического нагружения при всех амплитудах сплав В95пчТ2 разупрочняется. На рис. 1 приведены фотографии изменения структуры травленой поверхности образца катаного алюминиевого сплава В95пчТ2 после различного числа циклов нагружения N/Nр (σа = 248 МПа, Np = 4,27·104 циклов):

а) исходное состояние; зерна вытянутые в направлении прокатки (вдоль оси образца);

б) 2,4 %. В некоторых зернах появляются отдельные полосы скольжения, ориентированные вдоль волокон прокатки;

в) 7,4 %. Появляются плотные волокнистые линии скольжения;

г) 14,8 %. В отдельных зернах появляются волнистые микротрещины, перпендикулярные направлению деформации зерна;

д) 29,3 %. По границам зерен наблюдается множество пересекающихся микротрещин;

е) 51,0 %. Почти во всех зернах опасного сечения образца наблюдается пересечение микротрещин, скапливающихся преимущественно по границам зерен;

ж) 73,8 %. Микротрещина, проходящая по телу зерен в направлении, перпендикулярном оси образца;

з) 96,0 %. Развитая микротрещина.

ыделение частиц упрочняющей марганцовистой фазы при искусственном старении сплава, а также взаимодействие растворенных примесей с дислокациями при деформационном старении обусловливают его высокое сопротивление развитию трещин. Однако концентрация напряжений, возникающая у частиц второй фазы или по границам зерен, вызывает образование микропор, которые, в конечном итоге, сливаются в макропоры [4, 5, 7].

Усталостные микротрещины появляются в коротких полосах скольжения, ориентированных вдоль волокон прокатки. Характер усталостного разрушения материала в некоторой степени обусловливается величиной э.д.у. Так, например, если в латунных и медных образцах (э.д.у. 0,007 и 0,070 Дж/м2 соответственно) разрушение преимущественно межкристаллитное [3], то в образцах из алюминиевого сплава В95пчТ2  (э.д.у. = 0,200 Дж/м2) усталостная трещина распространяется по телу зерна.

С увеличением циклической долговечности абсолютное значение текущего прогиба образцов при усталости уменьшается. Процесс разрушения металлических материалов под воздействием циклических нагрузок включает в себя три основные стадии: инкубационный период до появления макротрещины, ее рост и быстрый долом. Они существенным образом зависят от структуры материала, обусловленной предварительной технологической обработкой, а также условиями испытания, в данном случае – температурой [2, 3, 6].

Подобное явление наблюдалось в работе [9], где на образцах из Cu и сплавов Cu – Zn, Cu – Al и Сu – Al – Fe отмечалось, что с понижением энергии дефекта упаковки материалов сопротивление их внутризеренному разрушению при усталости повышается, а сопротивление межзеренному разрушению уменьшается.

Несколько иначе ведут себя образцы из деформированного на 1,7 % в свежезакаленном и состаренном состоянии алюминиевого сплава В95пчТ2. Текущий прогиб этих образцов с первых же циклов нагружения увеличивается, и только в некоторых зернах появляются редкие полосы скольжения. Затем наступает период стабилизации изменения прогиба образца, в течение которого заметно усиливается скольжение по первичным и вторичным плоскостям скольжения и образуются микротрещины.

pach1.tif

pach1a.tif

Рис. 1. Микроструктура поверхности образца из алюминиевого сплава В95пчТ2 (деформация 1,7 % в свежезакаленном состоянии + двухступенчатое старение) после различного числа циклов нагружения: σа = 248 МПа; Np = 4,27·104 циклов; х 450 (а, б, в, г, д, е, ж). Развитая микротрещина (з)

При этом следы скольжения имеют волнистый характер, что свойственно металлам с высокой энергией дефекта упаковки, как следствие поперечного скольжения [7].

Появлению на поверхности образца макротрещины длиной ~1,0 мм соответствует момент более заметного возрастания прогиба образца, который достигает значительной величины при отношении lтр /d » 0,15 (рис. 2).

Установлено, что период до зарождения усталостной трещины у алюминиевого сплава при σa= 200 МПа Nз.тр. составляет 2.105 циклов, а скорость роста трещины 0,106 мкм/цикл. И затем, когда оставшееся «живое» сечение образца становится сопоставимым с внешней приложенной нагрузкой, происходит катастрофическое разрушение (темная часть излома образца, рис. 2).

Такое поведение алюминиевого сплава В95пчТ2 можно объяснить [10] выделением частиц упрочняющей фазы (дисперсионное твердение) в процессе искусственного старения у сплава В95пчТ2, препятствующих движению дислокаций в материале, а также деформационным старением – взаимодействием (блокированием) растворенных примесей с дислокациями (атмосферы Коттрела) и с растянутыми дислокациями (атмосферы Сузуки) – в процессе циклического и предварительного статического нагружения, что приводит к более позднему зарождению усталостных трещин и более медленному их распространению и, в конечном счете, способствует увеличению сопротивления материалов усталостному разрушению [7].

pach2.tif

Рис. 2. Кривая текущего прогиба образца (А) и роста усталостной трещины (Б) в алюминиевом сплаве В95пчТ2 (деформация 1,7 % в свежезакаленном состоянии + старение), σа = 248 МПа

При этом усталостная трещина в образцах из алюминиевого сплава В95пчТ2 с высокой э.д.у. (0,2 Дж/м2) проходит по телу зерна. Подобные результаты были получены ранее Мак Эвели и Бекофеном на образцах из Сu и сплавов Си-Zn, Cu-Al, где также показано уменьшение сопротивления межзеренному и повышение сопротивления внутризеренному разрушению с понижением величины э.д.у. исследованных материалов.

КДУР алюминиевого сплава В95пчТ2, деформированного (1,7 %) в свежезакаленном состоянии и состаренного располагается значительно ниже, чем, например, для отожженной Ml, у которой э.д.у. = 0,07 Дж/м2 [4, 7].

На рис. 3 приведены кривые усталости алюминиевого сплава В95пчТ2 для температур эксплуатации от 0,23 до 0,46 Тпл, К (–60, 20, 160 и 280 оС).

pach3.tif

Рис. 3. Кривые усталости образцов из алюминиевого сплава В95пчТ2 при различных температурах испытания, оС: 1 – (–60); 2 – (+20); 3 – (+160); 4 – (+280); консольный изгиб с вращением частотой 50 Гц

Установлено, что увеличение температуры испытания от 0,23 до 0,46 Тпл, К (правка 1,7 % в свежезакаленном состоянии и последующее двухступенчатое старение) приводит к некоторому повышению долговечности при высоких напряжениях (например, с 5,52⋅103 до 7,45⋅103 циклов при σа = 400 МПа). Дальнейшее повышение температуры нагружения до 0,46 Тпл, К обусловливает снижение долговечности, которая при σа = 400 МПа составляет лишь 4,28·103 циклов.

При низких же амплитудах напряжения (N>105 циклов) долговечность сплава В95пчТ2 монотонно снижается с увеличением температуры испытания от 0,23 до 0,46 Тпл, К.

При этом наклон кривых усталости с ростом температуры испытания становится круче, что указывает на зависимость эффекта температуры на долговечность от уровня напряжения.

Изломы образцов из сплава В95пчТ2 при температуре –60 °С содержат гладкие сколы и единичные очаги зарождения трещин, а при 280 °С имеют грубый рельеф зоны распространения трещины и долома.

При повышении температуры испытания до 0,46 Тпл, К активизируются релаксационные процессы, главным образом вакансионные, приводящие к быстрому разупрочнению материала образцов. В изломах четко выраженных следов продвижения трещины, очагов ее зарождения и зон долома не наблюдается. В области температур 0,23-0,46 К долговечность образцов при σа = 314-335 МПа почти одинакова. Характер излома изменяется от хрупкого долома при 0,23 Тпл, К (–60 оС) с ровным гладким сколом, единичными очагами зарождения трещин и мелкими сколами в зоне роста усталостной трещины до вязкого с грубым рельефом распространения трещин и долома при 0,46 Тпл, К.

При амплитуде 210 МПа долговечность образцов монотонно снижается с повышением температуры, а структура их изломов становится более вязкой по сравнению с высокими амплитудами. При этом рельефные следы многочисленных трещин чередуются с площадками хрупкого скола и наличием ямок. В многофазных поликристаллических материалах концентрация напряжений, возникающая у частиц вторичной фазы или по границам зерен, вызывает образование микропор, которые, в конечном счете, объединяются в макропоры. Под действием циклических нагрузок процесс порообразования активизируется за счет генерации деформационных вакансий и является контролирующим усталостное разрушение до тех пор, пока не интенсифицируется поперечное скольжение дислокаций.

При этом при всем разнообразии структуры поверхности изломов образцов в результате анализа оказывается, что величина зоны усталостного разрушения увеличивается с ростом циклической долговечности.

Снижение циклической долговечности с повышением температуры испытания алюминиевого сплава В95пчТ2, особенно при низких амплитудах приложенного напряжения, приводит к увеличению скорости роста усталостной трещины и уменьшению периода до ее появления.

Так, при увеличении температуры испытания Тпл, К с 0,314 до 0,46, К долговечность этого сплава снижается в ~ 2,0 раза (с 6,32·104 до 3,15·104 циклов) при σа = 248 МПа. Этому соответствует уменьшение в 2,09 раза (с 4,8·104 до 2,3·104 циклов) числа циклов до зарождения усталостной макротрещины и возрастание скорости ее последующего роста с 2,85⋅10-1 до 4,74⋅10-1 мкм/цикл. При меньшем напряжении (σа = 248 МПа) циклическая долговечность этого алюминиевого сплава снижается уже в 2,57 раза (с 2,45⋅105 до 9,55⋅104 циклов), Nз.тр. в 2.76 раза (с 2,0⋅105 циклов до 7,25⋅104 циклов), а скорость роста усталостной трещины возрастает с 1,06⋅10-1  до 2,0⋅10-1 мкм/цикл.

Ухудшение сопротивления усталости сплава с ростом температуры испытания может быть связано [4] с повышением пластической деформации и изменения характера ее протекания при низкотемпературном деформировании, в связи с деформированием субструктуры при высоких температурах, а также с ускорением окислительных процессов на поверхности опасного сечения образца и в вершине развивающейся трещины [2].

Выводы

1. Процесс разрушения алюминиевого сплава В95пчТ2 (деформация 1,7 % в свежезакаленном состоянии, двухступенчатое старение) под воздействием циклических нагрузок включает в себя три основные стадии: инкубационный период накопления повреждений до появления макротрещины, ее рост и быстрый окончательный долом.

Они существенным образом зависят от структуры материала, обусловленной предварительной технологической обработкой, а также температурой испытания.

2. По изменению прогиба образца в процессе циклического нагружения можно оценивать развитие повреждаемости материала на всех этапах усталости: от зарождения макротрещин до их распространения, вплоть до полного разрушения. Это позволяет произвести выбор оптимальных режимов технологической обработки с целью повышения эксплуатационной долговечности металлоизделий.

3. Установлено, что повышение температуры испытания алюминиевого сплава приводит к уменьшению периода до зарождения усталостных трещин, возрастанию скорости их развития и понижению циклической долговечности.

4. Получены уравнения кривых усталости сплава для исследованных температур, позволяющие прогнозировать циклическую долговечность с коэффициентом корреляции не ниже 0,924.


Библиографическая ссылка

Пачурин Г.В. СТРУКТУРНАЯ ПОВРЕЖДАЕМОСТЬ И СОПРОТИВЛЕНИЕ УСТАЛОСТИ СПЛАВА В95ПЧТ2 ПРИ РАЗНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ // Международный журнал прикладных и фундаментальных исследований. – 2014. – № 3-1. – С. 28-33;
URL: https://applied-research.ru/ru/article/view?id=4735 (дата обращения: 23.09.2019).

Предлагаем вашему вниманию журналы, издающиеся в издательстве «Академия Естествознания»
(Высокий импакт-фактор РИНЦ, тематика журналов охватывает все научные направления)

«Фундаментальные исследования» список ВАК ИФ РИНЦ = 1.074