Соотношение между характеристиками восстановленной и длительной прочности сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag с дополнительным легированием

УДК 669.715:539.4

СООТНОШЕНИЕ МЕЖДУ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ ВОССТАНОВЛЕННОЙ И ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Cu-Mg-Ag C ДОПОЛНИТЕЛЬНЫМ ЛЕГИРОВАНИЕМ*

В. В. Телешов, докт. техн. наук, Н.А. Воробьёв, докт. техн. наук

Дана оценка разупрочнения сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag с дополнительным легированием под влиянием температурно-временных факторов, действующих при испытаниях на жаропрочность. Определены механические свойства на растяжение при комнатной температуре и при 175 °С, а также восстановленная прочность сплавов при комнатной температуре после нагрева при 175 °С разной продолжительности и пределы длительной прочности при данной температуре испытаний.

Показано, что легирование сплавов этой системы комплексом переходных металлов снижает разупрочнение при длительном нагреве.

Ключевые слова: деформируемые сплавы системы Al-Cu-Mg-Ag, характеристики жаропрочности, разупрочнение при различных видах испытаний.

The Ratio of Recovered and Long-Term Strength Characteristics in Al-Cu-Mg-Ag Alloys with Additional Alloying Elements. V.V. Teleshov, N.A. Vorobiov.

Loss of strength occurred in Al-Cu-Mg-Ag alloys with additional alloying elements under the influence of temperature and time factors, which operate during high-temperature strength tests, has been evaluated. Tensile mechanical properties both at room temperature and at 175 °C, as well as recovered strength of the alloys at room temperature after heating at 175 °C with different duration and long-term strength at the given test temperature are determined.

It is shown that alloying of the alloys belonged to this system via addition of a set of transition metals reduces loss of strength occurred during long-term heating.

Key words: wrought Al-Cu-Mg-Ag alloys, high-temperature strength characteristics, loss of strength during various types of tests.

Введение

Ряд марок промышленных деформируемых алюминиевых сплавов рекомендован для работы при повышенной температуре с кратковременным нагревом до 350 °С и с возможным существенно более длительным нагревом в области температуры 120200 °С. Большинство таких жаропрочных термически упрочняемых сплавов относится к системам легирования Al-Cu, Al-Cu-Mg и Al-Cu-Mg-Ag [1, 2].

Для оценки влияния температурно-вре-менных параметров эксплуатации на свойства жаропрочных алюминиевых сплавов используют различного вида испытания.

Кратковременные испытания при повышенной температуре с выдержкой при температуре испытания до 30 мин позволяют оценить влияние на свойства термической составляющей условий испытаний. При повышении температуры происходит увеличение межатомных расстояний в кристаллической решетке и уменьшаются межатомные силы сцепления, диффузионная подвижность атомов увеличивается и уменьшается эффективность влияния структурных дефектов на сопротивление движению дислокаций, что облегчает их передвижение и снижает напряжение течения при данной структуре материала.

* В работе принимали участие А.П. Головлёва, Л.Г. Климович.

Для стареющих алюминиевых сплавов, находящихся в состоянии максимального упрочнения Т1, дополнительный длительный нагрев в области температуры искусственного старения приводит к изменению структурного состояния. Происходит увеличение размеров упрочняющих выделений, что вызывает снижение прочностных характеристик при комнатной и повышенной температурах. Для изучения его влияния определяют прочность сплава при комнатной температуре после длительного нагрева, которую называют восстановленной прочностью. Она позволяет оценить величину снижения прочности сплава, обусловленную перестариванием и происходящим увеличением размеров упрочняющих частиц. Снижение прочностных характеристик на стадии разупрочняющего старения относительно исходного уровня свойств в состоянии максимального упрочнения Т1 тем больше, чем выше температура нагрева и длительнее ее воздействие. На практике для оценки восстановленной прочности используют нагревы продолжительностью в тысячи и десятки тысяч часов при обычно предполагаемой рабочей температуре изделия 135175 °С [3].

При определении восстановленной прочности не оценивается сопротивление материала разрушению при длительном воздействии температуры и напряжения. В совокупности влияние температуры и времени нагру-жения оценивается при определении предела длительной прочности при повышенной температуре, который характеризует условное напряжение растяжения, вызывающее разрушение испытываемого образца при данной температуре за заданное время испытания тр.

Сопоставление трех видов испытаний позволяет установить величину разупрочнения сплавов под действием различных темпера-турно-временных факторов. В [4, 5] на примере ряда алюминиевых деформируемых сплавов системы Д!-Си-М^ типа Д21 и ВД17 показана связь с химическим составом абсолютного разупрочнения сплавов при разных видах испытаний при 175 °С относительно уровня свойств в области максимального упрочнения, соответствующего состоянию Т1.

Новой перспективной группой жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов являются сплавы системы Al-Cu-Mg-Ag, отличающиеся повышенными характеристиками жаропрочности вследствие появления новой модификации упрочняющей 9-фазы (СиД!2), названной й-фазой [6].

Цель настоящей работы - оценка разупрочнения ряда алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag под влиянием температур-но-временных факторов, действующих при испытаниях на жаропрочность.

Материал и виды испытаний

Исследовали полосы сечением 10x100 мм, отпрессованные при температуре 450 °С из слитка, отлитого в кристаллизатор диаметром 134 мм. Состав использованных сплавов приведен в табл. 1. Видно, что они отличаются отношением Cu/Mg, наличием серебра и дополнительным легированием рядом компонентов (сплав 4). Слитки имели мелкозернистую дендритную структуру с величиной дендритной ячейки около 30 мкм. Перед прессованием слитки гомогенизировали при 520 °С. Прессованные полосы были закалены в воде с температуры 525 °С и подвергнуты правке растяжением с остаточной дефор-

Таблица 1

Химический состав исследованных сплавов, % мас., и параметры структуры (V, т) прессованных полос

Сплав Си Mg Ag Mn 7г И 141 Ре Б1 Си^ V, % об. т, мкм

1 5,7 0,36 - 0,68 0,10 0,05 0,01 0,03 0,04 15,8 1,7 2,8

2 5,4 0,42 0,41 0,50 0,10 0,04 0,04 0,04 0,02 12,9 1,0 2,6

3 5,0 0,55 0,50 0,68 0,11 0,04 0,01 0,04 0,02 9,0 <0,1 -

4* 6,2 0,43 0,47 0,56 0,10 0,04 0,3 0,3 0,10 14,3 4,8 1,8

* Сплав по патенту № 2198952 РФ (ОАО ВИЛС) дополнительно содержит 0,09 V, 0,05 Мо и 0,13 Ое (% мас.).

мацией менее 1 %. Искусственное старение при температуре 190 °С в течение 6 ч проводили после одного месяца естественного старения. Для исследованных сплавов эта продолжительность старения соответствует области максимального упрочнения (состояние Т1).

По результатам металлографического и рентгеноструктурного анализов в термически обработанном состоянии полосы имели не-рекристаллизованную структуру с длинным волокнистым зерном, вытянутым в направлении прессования. Общее количество избыточных фаз V и среднее сечение m включений по толщине полосы, полученные методом секущих, приведены в табл. 1. В исследованных сплавах 1, 2, 4 с содержанием меди более 5 % мас. присутствуют включения фазы CuAl2, количество которой увеличивается с ростом содержания меди в сплаве. В сплаве 4, кроме фазы CuAl2 (1,4 % об.), присутствуют включения нерастворимой фазы Al9FeNi (3,4 % об.). В сплаве 3 при низком содержании меди, железа и никеля избыточных фаз в закаленном состоянии очень мало.

Механические свойства полос при кратковременном растяжении определяли на продольных гладких разрывных образцах с диаметром рабочей части 5 мм и расчетной длиной 25 мм как среднее из результатов испытания трех образцов. Испытания проводили при комнатной температуре и при температуре 175 °С с выдержкой образцов перед испытаниями в течение 20 мин. Восстановленную и длительную прочность определяли на аналогичных образцах.

Для оценки восстановленной прочности использовали предложенный в [7] способ описания влияния условий нагрева на прочностные характеристики сплава при комнатной температуре с помощью уравнений вида

lga=b0+b1/7-b2 lgx,

где a - временное сопротивление ав или условный предел текучести а02; T - температура нагрева, K; х - выдержка, ч; b0, b1 и b2 - эмпирические коэффициенты.

Для получения уравнений разрывные образцы в состоянии Т1 испытывали при комнатной температуре после дополнительного нагрева по 12 режимам (180 °С - 72, 96 и

120 ч, 190 и 200 °C - 16, 48 и 96 ч; 210 °C - 8, 24 и 72 ч), после чего рассчитывали коэффициенты b0, b1, b2 уравненя (1) методом наименьших квадратов по 12 экспериментальным сочетаниям lga, 1/T и lgx. Как показано в [8], уравнения, полученные в этой температурной области, можно использовать для расчета восстановленной прочности после более длительного нагрева в области более низкой температуры.

Предел длительной прочности определили при 175 °С в соответствии с ГОСТ 10145-81 «Металлы. Методы испытания на длительную прочность». Пределы длительной прочности

aioo,5оодооо ПРИ v Равной ЮО- 500 и 1000 ч, оценивали по результатам испытания до разрушения четырех-пяти образцов каждого сплава при уменьшающихся растягивающих напряжениях. Напряжение растяжения первого образца устанавливали на ~15 % ниже величины предела текучести сплава при 175 °С. Экспериментальные данные обрабатывали методом наименьших квадратов для получения линейных уравнений вида

a=a-b lgxp,

где xp - время до разрушения образца при заданном исходном условном напряжении а.

По уравнениям рассчитывали значение предела длительной прочности при х , равной 100, 500 и 1000 ч. p

Строение поверхности разрушения разрывных образцов после испытаний на длительную прочность изучали на сканирующем электронном микроскопе KYKY-2800B.

Свойства сплавов при различных видах испытаний

Механические свойства сплавов при комнатной температуре и при 175 °С приведены в табл. 2. Из сравнения свойств сплавов 13 видно, что введение в сплав серебра и повышение содержания магния при уменьшении отношения Cu/Mg способствуют росту прочностных характеристик полос как при комнатной, так и при повышенной температурах. Это обусловлено влиянием серебра на фазовые превращения в сплавах системы Al-Cu-Mg [6, 9]. В сплаве 4 прочностные характеристики при кратковременных испы-

таниях ниже, чем в сплаве 3, так как он содержит меньшее количество магния.

Таблица 2

Механические свойства прессованных полос из исследованных сплавов в состоянии Т1

Сплав =20 °C t =175 °C

а , МПа в' aos, МПа S, % а , МПа в' о02, МПа S, %

1 454 347 12 353 304 17,4

2 500 428 11 392 368 19,0

3 545 490 9 444 436 14,0

4 477 408 8 364 345 14,8

Как видно из сопоставления характеристик кратковременной прочности при 20 и 175 °С (рис. 1), существует четкая линейная зависимость: чем выше прочность при 20 °С, тем она выше при 175 °С.

о

о

ю

I4-

СО 1=

460 440 420 400 380 360 340 320 300 280

Р

> /

/

J Ч

А /

/

уравнений и возможности их использования для достаточно точного описания полученных зависимостей. На рис. 2, 3 видно, что кривые, рассчитанные по уравнению (1) с коэффициентами из табл. 3 для соответствующего сплава, совпадают с экспериментальными данными.

Рис. 2. Влияние продолжительности т дополнительного нагрева при температурах 180 °С (о), 190 ( ), 200 (А), 210 °C (•) на свойства при комнатной температуре прессованной полосы из сплава 2:

сплошные кривые рассчитаны по уравнению (1) для соответствующей температуры нагрева

340 360 380 400 420 440 460 480 500 520 540 560 о, МПа, £=20 °С

Рис. 1. Связь между значениями временного сопротивления или предела текучести сплавов при 20 и 175 °С

На примере сплавов 2 и 3 (рис. 2 и 3) показано влияние температуры и продолжительности дополнительного нагрева на прочностные характеристики сравниваемых сплавов. Рассчитанные коэффициенты уравнения (1) для всех сплавов приведены в табл. 3. Здесь Я - коэффициент корреляции между экспериментальным и рассчитанным значением логарифмов ав или а02. Рассчитанные коэффициенты корреляции превышают критическое значение Я005. 9=0,602 при уровне значимости 0,05 и 9 степенях свободы (число опытов 12 минус число рассчитанных коэффициентов регрессии 3). Это свидетельствует о статистической значимости полученных

Рис. 3. Влияние продолжительности т дополнительного нагрева при температурах 180 °С (о), 190 ( ), 200 (Д), 210 °С (•) на свойства при комнатной температуре прессованной полосы из сплава 3:

сплошные кривые рассчитаны по уравнению (1) для соответствующей температуры нагрева

С помощью полученных уравнений разупрочнения была рассчитана восстановленная прочность сплавов после нагрева при 175 °С (448 К) продолжительностью 100, 500 и 1000 ч (табл. 4).

Изменение восстановленной прочности после нагрева разной продолжительности при 175 °С обусловлено увеличением размеров частиц упрочняющих фаз на стадии пе-

Таблица 3

Коэффициенты b0, b±, b2 в уравнении

Сплав Характеристика b0 b1 b2 R

1 а в °0,2 1,8895 1,4551 361,40 512,80 0,04182 0,05663 0,977 0,969

2 а в °0,2 1,6837 1,0432 489,58 756,07 0,05748 0,09066 0,988 0,990

3 а в °0,2 1,3537 0,4289 673,98 1105,45 0,07246 0,12814 0,994 0,991

4 а в °0,2 1,6618 0,8632 497,8 851,4 0,04996 0,08098 0,988 0,980

ношение между характеристиками прочности при комнатной температуре и характеристиками восстановленной прочности при всех нагревах разной продолжительности. Комплексно легированный сплав 4 при более низких значениях а и а„„ в состоянии Т1, чем

в 0,2 '

у сплавов 2 и 3 (см. табл. 2), имеет восстановленную прочность, близкую к значению для самого прочного сплава 3.

На рис. 5 сопоставлены полученные зависимости между на-

Таблица 4

Рассчитанные значения восстановленной прочности (МПа) прессованных полос, подвергнутых нагреву при 175 °С продолжительностью 100, 500 и 1000 ч. Исходное состояние Т1

Сплав 175 °С, 100 ч 175 °С, 500 ч

о в °0,2 о в °0,2

1 2 3 4 410 459 517 471 306 355 437 400 4443 00 О) Н- 00 сл О 00 00 280 306 355 351

175 °С, 1000 ч

372 402 437 420

269 288 325 332

рестаривания. Этот процесс зависит от диффузии атомов легирующих компонентов в твердом растворе на основе алюминия, и на него влияет химический состав сплава. Как видно из табл. 2, 4 и рис. 4, при увеличении

I

CD *

о;

CL 1= СО X

380 360 340 320 300 280 260 240 220 200 180 160

3

2

\ \

N 1

• ч s

• 1 к

L

1 1,2 14

1,6 1,8 2 Igx

2,2 2,4 2,6 2,8 3

Рис. 4. Влияние продолжительности нагрева при 175 "С на восстановленную прочность сплавов 1

продолжительности нагрева образцов сплавов 1-3 происходит плавное снижение восстановленной прочности и сохраняется соот-

Рис. 5. Соотношение между напряжением и временем до разрушения образцов из исследованных сплавов (номер на рисунке) при испытании на длительную прочность при 175 °С

пряжением а и логарифмом времени до разрушения тр при испытании полос на длительную прочность, а в табл. 5 приведены результаты расчетов коэффициентов a и b аппроксимирующего уравнения (2) для каждого сплава с указанием полученного коэффициента корреляции R между igxp и а. Для всех случаев расчетное значение коэффициента корреляции превышает критическое значение R005. f, где f - число степеней свободы, равное N - 2, где N - число испытанных образцов. Прямые, соответствующие этим уравнениям, показаны на рис. 5.

Таблица 5 Параметры уравнения (2) и рассчитанные значения пределов длительной прочности за 100,500 и 1000 ч

Сплав а Ь Я N шт. МПа °500, МПа МПа

расчетное критическое

1 334,56 53,68 0,964 0,878 5 227 190 174

2 414,44 77,64 0,968 0,950 4 259 205 182

3 455,68 79,11 0,984 0,878 5 297 242 218

4 346,16 40,60 0,997 0,878 5 265 237 224

В табл. 5 также даны рассчитанные значения пределов длительной прочности при продолжительности испытаний 100, 500 и 1000 ч. Из их сравнения следует, что по мере возрастания пределов длительной прочности при 100 и 500 ч сплавы располагаются в следующем порядке: 1, 2, 4, 3. при 1000 ч нагрева: 1, 2, 3, 4.

По мере повышения прочности сплавов 1-3 при комнатной температуре в состоянии Т1 повышаются пределы длительной прочности за 100, 500 или 1000 ч, также как и их восстановленная прочность. У комплексно легированного сплава 4 пределы длительной прочности находятся на уровне сплава 3, несмотря на его более низкую прочность в состоянии Т1.

Исследование поверхности разрушения образцов после испытаний на длительную прочность

На рис. 6, а-г показано строение поверхности разрушения образцов, испытанных на длительную прочность при напряжении 274 МПа. Во всех случаях наблюдается разрушение типа чашка-конус с центральным, более плоским участком разрушения отрывом и боковыми скосами от разрушения сдвигом. Строение поверхности разрушения в центральном участке ямочное, причем величина ямок и наличие в них включений интерметаллидов согласуется с объемным количеством избыточных фаз.

В сплавах 1 и 2 при близком объемном количестве включений в центральной области излома видны ямки величиной около 15 и 20 мкм соответственно, в основании которых наблюдаются включения избыточных фаз, и

есть области разрушения по мелким ямкам без видимых включений. В сплаве 3 включений избыточных фаз мало, ямки более крупные, и в их основании включений не наблюдается. Для этой серии сплавов увеличение размеров ямок коррелирует с увеличением долговечности до разрушения образцов при испытании на длительную прочность.

В сплаве 4 (рис. 6, г, д), в отличие от предыдущих сплавов, много включений избыточных фаз, и в изломе наблюдается много небольших ямок размером 10 мкм и менее, инициированных этими включениями. Снижение исходного напряжения с 274 до 225 МПа принципиально не изменяет наблюдаемой структуры излома, но ямки несколько более крупные, что может быть связано с более медленным развитием процесса разрушения образцов, приводящим к образованию более высоких гребней пластически деформированного твердого раствора (рис. 6, д).

Подобие поверхности разрушения разных сплавов свидетельствует о действии в данном случае одного механизма разрушения, заключающегося в первичном нарушении сплошности материала, в основном по включениям избыточных фаз, с последующим образованием гребней пластически деформированного твердого раствора.

Температурно-временное разупрочнение

сплавов при различных видах испытаний

В табл. 6 приведены значения разупрочнения сплавов по результатам различных видов испытаний при 175 °С относительно прочности в исходном состоянии Т1 при комнатной температуре.

Д

При кратковременном испытании снижение прочности от влияния температуры испытаний слабо зависит от состава сплава и происходит в среднем на 21,5 % для времен-

г

Рис. 6. Микроструктура поверхности разрушения образца после испытаний на длительную прочность:

а - сплав 1, о=274 МПа, т=19 ч. б - сплав 2, о=274 МПа, т=84 ч 50 мин. в - сплав 3, о=274 МПа, т=210 ч 50 мин. г - сплав 4, о=274 МПа, т=51 ч 15 мин. д - сплав 4, о=225 МПа, т=900 ч 35 мин

ного сопротивления и на 13,2 % для предела текучести.

При испытаниях на восстановленную прочность наблюдаемое разупрочнение увели-

ю го

X ^

\о

ГО

к о н о о о

о

X

ч

о

о

X

.а

(и

о о

О о

Ю

га ь .а с

о

.а х а

га а

с

5 (и

IX

га ч

х т х .а

со га а

т

о т

га ^

с

о

ш

о а

с ^

со га о.

о

ю

п. х

ш

т

ф

.

ф ^

о о с

о

.

с

ф ^

со

о

о т

О

Ю

ф

.

т

о

н

ш

.

т

ш ^

с

О

д, % ю, ^ ^ сч СЧ 00 00 гчгого-н

Д, МПа ооососо -н -н

д, % тНСОООСЭТ 00~ СП ОТ -Н г1Иг1г|

Д, МПа (N 00 00 1^ мгоою -н

д, % 00 1Л С1Э сэ ОТ~ СО НС\С\тН

Д, МПа согчгою -н -н

Д, % 15,6 16,4 15,6 8,8

Д, МПа 1^ 00 00 ^

д, % 00, -Н 00 сэ Н сэ гч 111

Д, МПа -нгогооо

д, % от со ю~ -н

Д, МПа 4186

д, % о сэ гч ^ -н ю~ 1111

Д, МПа гоо^го 4656

д, % т, со ю, ГЧ -Н СО 00 гчгч-нгч

Д, МПа -ноо-нго ооо-н 1111

-н С\| 00 ч

ш со х

.

ш н

0 ф

.

ф

= с

0° х <

1 1

^ тЧ

¡и 0°

X <

сс I

I— ^

о С

<

ф ^

£ 1

1= з

ш ^

X о.

- Й

1 ^

« Я

о

.

х

^

со ш о.

о

ю

.

X

о

.

ф ф

.

го

со ш

X

о

% О < 21,4 22,4 21,7 17,4

а П М о ч < 1^ГЧООГО от-н-ноо 11

% о ч < Г0, ГЧ Ю, 008 СЭ Г0~ тН 2221

а П М о ч < ото-ноо 11

% о ч < ^ , 00, 1Л СО СО тН от" 1121

а П М о ч < счсчотго ооот-нот 1

д, % 1^СООО -Н го~ сэ го 6665

Д, МПа ооо^го 8125 счгогосч

Д, % -Н СЭ С1Э го СО от" Ю~ сэ 5555

Д, МПа ^югоо соото^т счсчгосч

д, % ОСЧЮ^Т СЭ 00~ Ю~ ^ 5444

Д, МПа киоогд 2441 2222

-н сч го ч

чивается при росте продолжительности нагрева и существенно изменяется у сплавов различного химического состава. В абсолютном значении оно максимальное у наиболее прочныхсплавов 2 и 3. Для сплава 4характерно минимальное разупрочнение (см. табл. 6). Это может быть связано с пониженной диффузионной подвижностью атомов легирующих компонентов в этом сплаве с высоким содержанием переходных металлов [10, 11].

При испытаниях на длительную прочность происходит наибольшее снижение прочности относительно исходного значения ств. Как видно из табл. 6, для сплавов 13 с повышением прочности при комнатной температуре увеличивается значение абсолютной разности между исходной величиной временного сопротивления и пределом длительной прочности, но относительное разупрочнение у разных сплавов близкое и для тр=1000 ч приближается к 62 %. Наименьшее абсолютное и относительное снижение прочности в этом случае наблюдается у сплава 4 (см. табл. 6).

У каждого сплава разупрочнение при испытаниях на длительную прочность (табл. 6, поз. 3) превосходит суммарное снижение прочности от влияния температуры (табл. 6, поз. 1) и от влияния длительного нагрева на кратковременную прочность (табл. 6, поз. 2). Эта дополнительная величина разупрочнения Ддоп приведена в табл. 6 (А =Да»-Да .-Да „,

4 доп 3 в1 в2'

табл. 6, поз. 4) для различной продолжительности испытаний. При этом уменьшение временного сопротивления при повышении температуры кратковременных испытаний принято, согласно рис. 1, постоянным, не завися-

щим от исходного уровня временного сопротивления.

Можно отметить, что как у разных сплавов, так и при различной продолжительности нагрева от 100 до 1000 ч, величина Ддоп близкая, т. е. при данной температуре испытаний она мало зависит от состава сплава и продолжительности испытаний. По своему значению Ддоп приближается к разупрочнению сплава при кратковременном испытании при 175 °С.

Появление дополнительного разупрочнения А можно объяснить влиянием длитель-

доп "

ного нагружения образцов при напряжении ниже условного предела текучести сплава в исходном состоянии для данной температуры испытаний, во время которого происходят значительные изменения в структуре материала.

Во-первых, растягивающие напряжения могут оказывать влияние на скорость процесса увеличения размеров упрочняющих фаз и вызываемое этим разупрочнение материала, если ускоряется диффузия легирующих компонентов вследствие эффекта увеличения коэффициента диффузии в пластически деформируемом материале [12]. В этом случае разупрочнение будет больше, чем в случае перестаривания без действия внешнего напряжения при определении восстановленной прочности. Это дополнительное разупрочнение, проявляющееся при комнатной и повышенной температурах, должно увеличиваться при более длительном нагреве. Однако, как видно из табл. 6, при увеличении продолжительности испытаний А в разных сплавах не

доп

показывает систематического увеличения.

Во-вторых, действующим фактором при испытании на длительную прочность может быть медленное накапливание дефектов структуры на второй стадии ползучести за счет происходящих перемещений дислокаций [13]. Протяженность этой стадии при одном действующем напряжении в разных жаропрочных алюминиевых сплавах существенно различается, в то время как процесс разрушения образца на третьей стадии ползучести при достижении критической плотности дефектов структуры во всех сплавах протекает относительно быстро [14]. В случае испытаний на длительную прочность при постоянном прило-

женном усилии растяжения только в конце деформирования происходит уменьшение поперечного сечения образца и повышение истинных напряжений растяжения, приводящее к разрушению. При этом разрушение образца относят к действию исходного относительно низкого условного напряжения растяжения.

При испытаниях на кратковременное растяжение происходит непрерывное увеличение как условных (до момента образования шейки), так и истинных напряжений до величины, которая необходима для быстрого достижения критической плотности дефектов структуры и разрушения образца. В этом случае быстрого деформирования проявляется деформационное упрочнение, и разрушение происходит при более высоком условном напряжении, чем при испытаниях с постоянной нагрузкой на длительную прочность. Можно считать, что при испытаниях на длительную прочность часть общего разупрочнения обусловлена отсутствием части упрочнения, наблюдаемого при кратковременных испытаниях.

В связи с вышеизложенным можно заключить, что величина Ддоп может быть суммой разупрочнения от ускоренной коагуляции упрочняющих выделений под действием внешней нагрузки и кажущегося разупрочнения, вызванного отсутствием деформационного упрочнения, наблюдаемого при быстром деформировании разрывного образца в условиях кратковременных испытаний. Для уточнения соотношения между этими двумя составляющими дополнительного разупрочнения и выяснения причины постоянства А

доп

при увеличении продолжительности испытаний необходимы дополнительные эксперименты.

Выводы

1. Провели оценку влияния температурно-временных факторов на разупрочнение при испытаниях на растяжение ряда алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag, отличающихся химическим и фазовым составом. Легирование сплавов этой системы комплексом переходных металлов снижает разупрочнение при длительном нагреве.

2. Прочностные характеристики сплавов в случае кратковременных испытаний при повышенной температуре, не сопровождающихся длительным нагревом, зависят от исходной прочности сплава при комнатной температуре, но разупрочнение происходит на близкую величину.

3. В случае определения восстановленной прочности при комнатной температуре после длительного нагрева абсолютная и относительная величины разупрочнения увеличиваются с ростом длительности испытаний и зависят от состава сплава.

4. Разупрочнение при испытаниях на длительную прочность каждого сплава превосходит суммарное снижение прочности от влия-

ния температуры и влияния длительного нагрева на кратковременную прочность. Эта дополнительная величина разупрочнения Ддоп составляет около 20 % от исходного уровня временного сопротивления и слабо зависит от состава сплава и продолжительности нагрева.

5. Появление разупрочнения Ддоп при испытаниях на длительную прочность может быть вызвано дополнительным разупрочнением от ускоренной коагуляции упрочняющих выделений под действием внешней нагрузки и отсутствием деформационного упрочнения, наблюдаемого при быстром деформировании разрывного образца в условиях кратковременных испытаний.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1.

2.

3.

4.

5.

6.

Романова О.А. Свойства при повышенных тем-пературах//Промышленные алюминиевые сплавы. Справ. изд. 2-е изд. - М.: Металлургия, 1984. - 528 с. Часть 4. Свойства промышленных алюминиевых сплавов. Гл. XVII. Механические свойства. C. 450-459. Телешов В.В. Развитие конструкционных деформируемых алюминиевых сплавов систем Al-Cu и Al-Cu-Mg для длительной работы при повышенных температурах//Технология легких сплавов. 2009. № 4. C. 6-31. Фридляндер И.Н. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

Телешов В.В., Воробьёв Н.А. О связи между химическим составом и прочностью жаропрочных деформируемых Al-Cu-Mg сплавов при различных видах статических испытаний/металловедение и термическая обработка металлов. 2000. № 3. C. 18-25. Телешов В.В., Воробьёв Н.А., Андреев Д.А. и др. Закономерности изменения свойств жаропрочных алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mg-XZ/Перспективные материалы. 2000. № 5. C. '13-22.

Телешов В.В., Головлева А.П. Влияние малых добавок серебра и параметров технологии изготовления на структуру и свойства полуфабрикатов из сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag-Х' (Обзор отечественной и зарубежной литературы)//Техно-логия легких сплавов. 2006. № 1-2. C. 99-119.

7. Телешов В.В. Математическая модель разупрочнения термически упрочняемых алюминиевых сплавов при перестаривании//Техноло-гия легких сплавов. 1997. № 4. C. 31-35.

8. Телешов В.В. Численное моделирование восстановленной прочности жаропрочных алюминиевых сплавов А1-Си-1У^//Металлы. 2000. № 2. С. 92-96.

9. Бер Л.Б., Телешов В.В., Уколова О.Г. Фазовый состав и механические свойства деформируемых алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag-XZ/Металловед. и терм. обраб. металлов. 2008. № 5. С. 15-22.

10. Харитонова Л.Д. Исследование механизма влияния некоторых легирующих элементов на жаропрочность алюминиевых сплавов//Труды ГИПРОЦМО, 1960. Вып. 18. С. 5-43.

11. Takeda M., Kamatsu A., Ohta M. et. al. The influence of Mn on precipitation behavior in Al-Cu//Scr. Mater. 1998. 39. № 9. P. 1295-1300.

12. Вайнблат Ю.М.,Курбатова А.В., Копелио-вич Б.А. Влияние деформации на растворение избыточных фаз в сплаве Д16//Технология легких сплавов. 1983. № 1. С. 5-8.

13. Золоторевский В.С. Механические испытания и свойства металлов. - М.: Металлургия, 1974. - 303 с.

14. Polmear I.J., Pons G., Barbaux Y. et al. After Qoncorde: evaluation of creep resistant Al-^-Mg-Ag alloys//Mater. Sci. and Technol. 1999. 15. № 8. С. 861-868.