Механические свойства алюминиевых сплавов

Размещено на http://allbest.ru

Содержание

Введение

1. Дислокации в кристаллах

1.1 Структура краевой и винтовой дислокаций. Контур и вектор Бюргерса

1.2 Связь между заметаемой дислокациями площадью и величиной относительной пластической деформации

1.3 Скорость пластической деформации. Уравнение Орована

2. Алюминиевые сплавы

2.1 Применение

2.2 Механические свойства

3. Прочность и пластичность

3.1 Пластичность алюминиевых сплавов

3.2 Прочность алюминиевых сплавов

Заключение

Список используемой литературы

Введение

По прочностным характеристикам алюминиевые сплавы делятся на сплавы низкой прочности, средней прочности и высокопрочные алюминиевые сплавы.

К сплавам низкой прочности относятся не упрочняемые термически сплавы, такие как АМц, сплавы АМг1 и АМг4, алюминиевый сплав АД31, алюминиевый сплав АД33, а также технический алюминий.

Полуфабрикаты из данных сплавов (кроме сплавов системы алюминий - магний - кремний) используются для дальнейшей обработки в отожженном состоянии или после холоднодеформационного упрочнения.

Сплавы системы Al - Mg - Si обычно проходят закалку и естественное или искусственное состаривание. Данные материалы отличаются хорошей свариваемостью и стойкостью к коррозии. Низкопрочные сплавы применяются, например, при строительстве ограждающих и облицовочных конструкций, в пищевой промышленности, в авиастроении и пр.

Алюминиевые сплавы средней прочности разделяются на две группы. К первой относятся сплавы, не упрочняемые термически, такие как сплав АМг5, сплав АМг6. Ко второй группе принадлежат термически упрочняемые сплавы, такие как АВ, Д1, АК4, Д19, 1925. Сплавы первой группы имеют высокие показатели коррозионной стойкости и свариваемости и применяются в отожженном состоянии.

Вторая группа сплавов подвергается закалке и состариванию. Среднепрочные сплавы применяются в судостроении, авиастроении, железнодорожной промышленности, при производстве потолков, перегородок и пр.

Алюминиевые сплавы высокой прочности, такие как Д16 и В95, упрочняются за счет термической обработки. При их изготовлении используют закалку и искусственное или естественное старение. Высокопрочные сплавы, как правило, имеют невысокую коррозионную стойкость, вследствие чего приходится производить дополнительную обработку их поверхности, например плакирование, анодирование, покраску.

В то же время сплав дюралюминий Д16 имеет высокие показатели жаропрочности и пластичности.

При сварке высокопрочных алюминиевых сплавов резко снижается коррозионная стойкость материала в околошовной зоне. Поэтому данные материалы относятся к не свариваемым. Сборку конструкций из высокопрочных сплавов осуществляют с помощью заклепок или болтового соединения. Высокопрочные сплавы используют для производства несущих конструкций, обшивки летательных аппаратов и пр.

1. Дислокации в кристаллах

Некоторые важные свойства дислокаций не зависят от конкретной атомной структуры кристалла. Они присуще также дислокациям в непрерывной упругой среде и определяются двумя независимыми векторами - единичным вектором l, касательным к линии дислокации, который задает ее направление в каждой точке, и вектором Бюргерса b, являющимся мерой искажения среды вблизи дислокации. Вектор b остается постоянным, в то время как дислокация может быть кривой, так что при движении вдоль нее вектор l непрерывно изменяет свое направление. С инвариантностью вектора b связан механизм размножения дислокаций. Дислокации являются источниками внутренних напряжений, поэтому они испытывают действие силы во внешнем упругом поле и взаимодействуют упруго между собой. Дислокации в кристаллах являются также источниками кривизны кристаллической решетки.

1.1 Структура краевой и винтовой дислокаций. Контур и вектор Бюргерса

Прежде чем дать определение дислокации, необходимо провести некоторые геометрические построения.

Согласно Бюргерсу и Франку, рассмотрим участок атомной плоскости в кристалле. Для простоты выберем простую кубическую решетку. На этом участке построим замкнутый контур, который проходит через узлы решетки, причем обход по контуру ведется по направлению часовой стрелки. Пусть контур начинается т точке А, состоит из четырех шагов вправо, приводящих в узел В, четырех шагов вниз (узел С), четырех шагов влево (узел D) и четырех шагов вверх, после чего мы возвращаемся в узел А. Контур замкнулся. Построим такой же контур Бюргерса в плоскости, которая пересекает край обрывающейся атомной полуплоскости так, чтобы контур охватывал этот край. Контур должен проходить достаточно далеко от крайнего атома экстраплоскости, для того чтобы избежать неуверенности в правильном выборе соседних узлов сверху и снизу.

Данное требование считается выполненным если, например, начало конура выбрано в точке А. Двигаясь вновь на четыре межатомных расстояния вправо, вниз, влево и вверх мы теперь приходим в узел А', не совпадающий с узлом А. Таким образом контур Бюргерса имеет невязку А'А.

Рис.1.1 Контур Бюргерса в кристалле бездефектном (а) и с дислокацией (б)

Длина шага на рис.1.1 (а) не равна длине шага в недеформированной решетке вследствие упругой деформации решетки вблизи дислокации. Поэтому невязка А'А не равна в точности межатомному расстоянию a0 в недеформированной решетке. Она станет равной a0, если снять упругую деформацию, например проведя разрез на продолжении лишней полуплоскости (QS) и дать решетке срелаксировать.

Вектор b, соединяющий конечную точку A' контура Бюргерса с начальной A в релаксированной решетке, называется вектором Бюргерса и является количественной характеристикой дислокации - линейного дефекта, который охватывается вектором Бюргерса.

Таким образом, проведенное построение позволяет дать определение дислокации. Дислокацией называется линейный дефект решетки, для которого контур Бюргерса имеет отличную т нуля невязку.

Как видно, знак b зависит от направления обхода по контуру Бюргерса, а оно, в свою очередь, определено однозначно только, если задано направление обхода вдоль линии дислокации, т. е. единичный вектор касательной к линии дислокации l. Будем всегда считать, что вектор l направлен за плоскость чертежа, что изображено на рис.1.1 (б) значком . Если изменить направление обхода вдоль дислокации, т. е. знак вектора l, и повторить построение, изменится, очевидно, и направление b на противоположное.

Как известно, вектор, знак которого зависит от направления некоторого обхода, называется аксиальным (в отличие от полярного вектора, не связанного таким условием). Вектор Бюргерса (подобно вектору напряженности магнитного поля) является аксиальным.

Итак, дислокация характеризуется двумя векторами b и l. Плоскость, проходящая через b и l, называется плоcкостью скольжения дислокации.

Из правила построения контура Бюргерса следует ряд важных свойств дислокации:

1. Вектор Бюргерса остается постоянным при движении вдоль дислокации. В самом деле, любые два контура C1 и С2, охватывающие дислокацию, различаются контуром, который ее не охватывает и поэтому имеет нулевую невязку. Следовательно, у контуров C1 и С3 невязка одинаковая.

2. Дислокация не может обрываться в кристалле. Она может лишь выходить на поверхность кристалла, замыкаться самое на себя, либо разветвляться на несколько дислокации, образующих узел.

Дислокации бывают двух видов: краевые и винтовые.

Краевая дислокация представляет собой линию, вдоль которой обрывается внутри кристалла край “лишней“ полуплоскости рис.1.2. Неполная плоскость называется экстраплоскостью.



Рис.1.2. Краевая дислокация

Большинство дислокаций образуются путем сдвигового механизма. Ее образование можно описать при помощи следующей операции. Надрезать кристалл по плоскости АВСD, сдвинуть нижнюю часть относительно верхней на один период решетки в направлении, перпендикулярном АВ, а затем вновь сблизить атомы на краях разреза внизу.

Наибольшие искажения в расположении атомов в кристалле имеют место вблизи нижнего края экстраплоскости. Вправо и влево от края экстраплоскости эти искажения малы (несколько периодов решетки), а вдоль края экстраплоскости искажения простираются через весь кристалл и могут быть очень велики (тысячи периодов решетки) (рис. 1.2).

Если экстраплоскость находится в верхней части кристалла, то краевая дислокация - положительная (), если в нижней, то - отрицательная (). Дислокации одного знака отталкиваются, а противоположные притягиваются.

Винтовая дислокация (была описана Бюргерсом) получена при помощи частичного сдвига по плоскости Q вокруг линии EF (рис. 1.3) На поверхности кристалла образуется ступенька, проходящая от точки Е до края кристалла. Такой частичный сдвиг нарушает параллельность атомных слоев, кристалл превращается в одну атомную плоскость, закрученную по винту в виде полого геликоида вокруг линии EF, которая представляет границу, отделяющую часть плоскости скольжения, где сдвиг уже произошел, от части, где сдвиг не начинался. Вдоль линии EF наблюдается макроскопический характер области несовершенства, в других направлениях ее размеры составляют несколько периодов.

Если переход от верхних горизонтов к нижним осуществляется поворотом по часовой стрелке, то дислокация правая, а если поворотом против часовой стрелки - левая.

Рис.1.3. Контур Бюргерса для винтовой дислокации

Винтовая дислокация не связана с какой-либо плоскостью скольжения, она может перемещаться по любой плоскости, проходящей через линию дислокации. Вакансии и дислоцированные атомы к винтовой дислокации не стекают. В процессе кристаллизации атомы вещества, выпадающие из пара или раствора, легко присоединяются к ступеньке, что приводит к спиральному механизму роста кристалла. Линии дислокаций не могут обрываться внутри кристалла, они должны либо быть замкнутыми, образуя петлю, либо разветвляться на несколько дислокаций, либо выходить на поверхность кристалла.

1.2 Связь между заметаемой дислокациями площадью и величиной относительной пластической деформации

Дислокации, которые перемещаются через кристалл, создают макроскопические деформации. При перемещении участка дислокации длины на расстояние происходит сдвиг на площади величиной . Тем самым движение дислокаций дает в смещение половинок кристалла по обе стороны от плоскости скольжения вклад

где -- вектор Бюргерса, а -- полная поверхность плоскости скольжения. Таким образом, если через обозначить объем кристалла, то приращение пластического сдвига равно .

Пусть общая протяженность дислокаций, приходящаяся на 1 см3 кристалла, равна ; тогда макроскопическая сдвиговая деформация равна

(1.1)

где величина называется плотностью дислокаций.

1.3 Скорость пластической деформации. Уравнение Орована

Пластическая деформация является результатом необратимых коллективных смещений атомов. В кристаллах эти смещения происходят путем движения дислокаций, что является атомным механизмом пластической деформации. Движение дислокаций может вызывать макропластическую деформацию образца путем либо скольжения, либо двойникования.

Скольжение - это трансляция одной части кристалла по отношению к другой без изменения объема. Трансляция обычно происходит по обычной кристаллографической плоскости и в определенном кристаллографическом направлении.

Рис. 1.4. Схема кристаллографического скольжения а- до деформации; б - после деформации

Схема процесса скольжения приведена на рис.1.4(а). Если к кристаллу приложено напряжение слишком малое, чтобы вызвать пластическое скольжение, то кристалл деформируется упруго, а если при этом напряжение распределено по кристаллу равномерно, то деформация кристалла будет однородной (рис.1.4 а). Рассматривая изменение формы, вызванное скольжением, мы будем пренебрегать упругой деформацией. На рис.1.4 (б) видно, как выглядит кристалл после того, как произошло скольжение в направлении в по плоскости, показанной на рисунке. Сравнивая рис.1.4, а и б, видим, что форма кристалла изменилась, а объем стался постоянным; неизменной осталась и ориентация решетки. Две половины кристалла по обе стороны от плоскости скольжения сохранили идентичную ориентацию.

Линии скольжения легко увидеть в микроскоп, а иногда их удается наблюдать и невооруженным взглядом, так как единичный шаг трансляционного скольжения может быть больше 1 мкм, что соответствует передвижению на несколько тысяч параметров решетки. Скольжение в кристалле происходит чаще всего по хорошо развитым кристаллографическим плоскостям с малыми индексами и притом всегда в определенном кристаллографическом направлении; эти плоскости называются плоскостями скольжения.

В очень редких случаях ступеньки скольжения на кристаллах бывают столь высокими, что их можно наблюдать невооруженным глазом.

В электронный микроскоп видно, что и у этих ступенек, и у тех, которые в оптический микроскоп кажутся единичными ступеньками, на самом деле имеется сложная тонкая структура из боле тонких ступенек (рис. 1.5).

Рис.1.5 Схема тонкой структуры линий скольжения, наблюдаемой в электронном микроскопе

За меру величины скольжения в кристалле принимают макроскопическую величину, усредненную по объему кристалла, содержащего много индивидуальных ступенек скольжения.

Если s - относительное смещение в направлении скольжения двух плоскостей, параллельных плоскости скольжения и отстоящих друг от друга на расстояние h, измеренное по нормали к плоскости скольжения (рис.1.6), то деформация кристаллографического сдвига б определяется как:

б= s/ h,

где б=tgг на рис.1.6.



Рис.1.6 К определению кристаллографического сдвига

Когда б очень мала, то ее можно записать через компоненты чистого тензора деформаций еij. Если x1 - направление скольжения, а x3 - нормаль к плоскости скольжения, то б=2 е13=2 е31, что равняется техническому скалывающему напряжению г13= г31.

Рис. 1.7. Смещения, симметричные относительно центра инверсии

Если объем кристалла достаточно велик, так что деформацию можно считать однородной, то б удается выразить через компоненты тензора eij, а именно б= e13.

Элементами скольжения кристалла называются направление скольжения и плоскость скольжения. Иногда их называют еще направлением сдвига и плоскостью сдвига. Плоскость скольжения и лежащее в ней направление скольжения вместе образуют систему скольжения.

Деформация, которая происходит при скольжении, представляет собой просто сдвиг, так что по отношению к центру кристалла относительные смещения неизбежно центросимметричны (рис.1.7).

Поэтому единичный сдвиг по системе скольжения, например по плоскости скольжения с единичной нормалью n и по направлению скольжения, нормальному к n,например в, создает такую же деформацию, как и скольжение по плоскости с нормалью - n в направлении - в.

Кратность плоскостей и направлений скольжения зависит от точечной группы кристалла. Из-за центросимметричного характера процесса скольжения для определения кратности систем скольжения нужно пользоваться понятием класса Лауэ.

Заданная система скольжения, например n, в, способна действовать либо в положительном, либо в отрицательном направлении, так что по плоскости с нормалью n в направлении в скольжение может происходить в сторону положительных или отрицательных значений в.

Деформация, созданная скольжением в направлении в, будет обратной деформации, которая создана скольжением в направлении -в.

Скольжение в этих двух направлениях будет кристаллографически эквивалентным, только если выполнено одно из нескольких условий:

а) четная ось симметрии (двойная, четверная) параллельна n;

б) плоскость симметрии параллельна плоскости скольжения;

в) направление в параллельно четной оси симметрии;

г) плоскость симметрии нормальна к в.

В опытах по скольжению монокристалл исследуемого вещества часто растягивается или сжимается вдоль заданного направления.

Скалывающее напряжение на плоскости скольжения и его компоненту в направлении скольжения легко найти, меняя оси координат тензора приложенного напряжения.

Если сила F приложена к кристаллу с поперечным сечением A0, то растягивающее напряжение, параллельное F, равно у=F/A. Компонента силы F в направлении скольжения, составляющем с ней угол л0, равна Fcosл0.

Если угол между F и нормалью к плоскости скольжения равен ц0, то эта сила действует на площадь A0/cosц0 и искомая компонента скалывающего напряжения ф равна

ф= F cosл0/( A0/cosц0) = у cosц0 cosл0.

Способность твердых тел к пластическому деформированию с точки зрения Беккера может быть объяснена лишь при учете теплового движения частиц твердого тела.

Беккер различает два типа пластичности: «аморфный» тип и «кристаллический». Он отмечает, что за первую разновидность пластичности, наблюдаемую у аморфных тел, ответственны перемещения отдельных атомов или молекул - обмен их местами.

Для осуществления обмена местами пересаживающиеся атомы должны приобрести дополнительную энергию, необходимую для преодоления потенциального барьера, разделяющего два соседних положения равновесия. Эта дополнительная энергия может быть получена за счет случайных флуктуаций, сопровождающих тепловое движение частиц.

Поведение аморфного тела под действием внешней силы Беккер описывает с помощью релаксационного уравнения Максвелла

«Аморфная» пластичность Беккера представляет собой, следовательно, не что иное, как обычное вязкое трение.

Беккер отмечает, что, хотя явление обмена местами отдельных атомов имеет место также и в кристаллических телах, не оно, однако, определяет пластические свойства этих тел.

За «кристаллическую» пластичность Беккер считает ответственным также спонтанные флуктуации энергии, сопровождающие тепловые колебания частиц кристаллической решетки. В отличии от случая «аморфной», пластичность кристаллических тел согласно Беккеру определяется флуктуационными явлениями, охватывающими уже не отдельные атомы, а целые участки кристалла, которые содержат достаточное большое число атомов и расположенные в области плоскостей скольжения.

Беккер полагает, что в идеально правильной кристаллической решетке при температуре абсолютного нуля скольжение в некотором определенном кристаллографическом направлении не может иметь места до тех пор, пока компонента приложенного из вне усилия, взятая в этом направлении, не достигнет величины теоретического предела упругости.

В том случае, когда напряжение 0 достигнуто, скольжение становится возможным. Однако, по мнению Беккера оно неизбежно должно при этом привести к полному разделению материала вдоль плоскости скольжения: «при температуре абсолютного нуля мы не можем представить себе медленного скольжения вдоль данной плоскости, не сопровождающегося разрывом».

При температурах, отличных от нуля, скольжение в данной кристаллической плоскости становится возможным также и при значениях внешнего усилия, лежащих значительно ниже теоретической величины предела упругости 0.

Каждое локальное повышение напряжения до величины должно согласно Беккеру привести к локальному сдвигу вдоль данной кристаллографической плоскости на некоторый небольшой отрезок л. Беккер полагает, что величина л не зависит, в среднем, ни от температуры опыта, ни от значения . Согласно данному соотношению скорость пластической деформации кристаллических тел должна очень резко зависеть от температуры опыта.

Орован в одной из первых своих работ использует основное соотношение теории Беккера, определяющее зависимость скорости пластического течения от температуры, для нахождения температурной зависимости практического предела упругости.

Скорость пластической деформации оказывается отличной от нуля при любых сколь угодно малых значениях напряжения . Доступной экспериментальному наблюдению она становится, однако, лишь начиная с некоторого определенного минимального значения .

Орован вводит, в связи с этим, понятие практического предела упругости, понимая под ним, то наименьшее значение действующего в плоскости скольжения скалывающего напряжения min, начиная с которого скорость пластического течения становится удобоизмеримой.

Для характеристики степени концентрации дополнительных напряжений, обуславливаемых присутствием каждого из дефектов, Орован вводит в рассмотрение специальный коэффициент q, равный отношению истинного значения скалывающего напряжения ', действующего в области «дефектного места», к среднему значению скалывающего напряжения , обусловленного воздействием внешних сил:

По мысли Орована скольжение должно возникать в участках кристалла, характеризующихся наибольшими значениями величины q, при условии, если действующее здесь напряжение ' окажется дополненным до теоретической величины предела упругости за счет тепловых флуктуаций.

Подобно многим исследователям Орован утверждает, что между теоретическим пределом упругости и его практическим значением должно существовать расхождение того же порядка величины, что и между теоретическим и практическим значениями прочности.

Так как тепловые флуктуации способны повышать напряжение ' всего лишь в несколько раз, для получения требуемого соотношения между и min Оровану приходится предположить, что численные значения множителя q могут быть весьма велики - порядка .

Таким образом, и при температуре абсолютного нуля сохраняется понятие практического предела упругости, отличного от вследствие присутствия в кристалле дефектных мест, являющихся очагами перенапряжений и способствующих тем самым возникновению пластического течения.

2. Алюминиевые сплавы

2.1 Применение

Алюминий широко применяется как конструкционный материал. Основные достоинства алюминия в этом качестве -- легкость, податливость штамповке, коррозионная стойкость (на воздухе алюминий мгновенно покрывается прочной пленкой Al2O3, которая препятствует его дальнейшему окислению), высокая теплопроводность, неядовитость его соединений. В частности, эти свойства сделали алюминий чрезвычайно популярным при производстве кухонной посуды, алюминиевой фольги в пищевой промышленности и для упаковки. Основной недостаток алюминия как конструкционного материала -- малая прочность, поэтому его обычно сплавляют с небольшим количеством меди и магния (сплав называется дюралюминий).

Электропроводность алюминия сравнима с медью, при этом алюминий дешевле. Поэтому он широко применяется в электротехнике для изготовления проводов, их экранирования и даже в микроэлектронике при изготовлении проводников в чипах. Правда, у алюминия как электротехнического материала есть неприятное свойство - из-за прочной оксидной пленки его тяжело паять.

Благодаря комплексу свойств широко распространен в тепловом оборудовании. Внедрение алюминиевых сплавов в строительстве уменьшает металлоемкость, повышает долговечность и надежность конструкций при эксплуатации их в экстремальных условиях (низкая температура, землетрясение и т.п.).

Алюминий находит широкое применение в различных видах транспорта. На современном этапе развития авиации алюминиевые сплавы являются основными конструкционными материалами в самолетостроении. Алюминий и сплавы на его основе находят все более широкое применение в судостроении. Из алюминиевых сплавов изготовляют корпусы судов, палубные надстройки, коммуникацию и различного рода судовое оборудование. Идут исследования по разработке пенистого алюминия как особо прочного и легкого материала.

Алюминий является одним из самых популярных и нашедших широкое применение металлов. С самого момента открытия в середине XIX века его считали одним из ценнейших благодаря удивительным качествам: белый как серебро, легкий по весу и не подверженный воздействию окружающей среды. Стоимость его была выше цен на золото. Не удивительно, что в первую очередь алюминий нашел свое применение в создании ювелирных изделий и дорогих декоративных элементов.

В 1855 г. на Универсальной выставке в Париже алюминий был самой главной достопримечательностью. Изделия из алюминия располагались в витрине, соседствующей с бриллиантами французской короны. Постепенно зародилась определенная мода на алюминий. Его считали благородным малоизученным металлом, используемым исключительно для создания произведений искусства.

Наиболее часто алюминий использовали ювелиры. При помощи особой обработки поверхности ювелиры добивались наиболее светлого цвета металла, из-за чего его часто приравнивали к серебру. Но в сравнении с серебром, алюминий обладал более мягким блеском, чем обуславливалась еще большая любовь к нему ювелиров. Так как химические и физические свойства алюминия сначала были слабо изучены, ювелиры сами изобретали новые техники его обработки. Алюминий технически легко обрабатывать, этот мягкий металл позволяет создавать отпечатки любых узоров, наносить рисунки и создавать желаемой формы изделия. Алюминий покрывался золотом, полировался и доводился до матовых оттенков.

Но со временем алюминий стал падать цене. Если в 1854-1856 годах стоимость одного килограмма алюминия составляла 3 тысячи старых франков, то в середине 1860-х годов за килограмм этого металла давали уже около ста старых франков. Впоследствии из-за низкой стоимости алюминий вышел из моды.

В настоящее время самые первые алюминиевые изделия представляют большую редкость. Большинство из них не пережило обесценивания металла и было заменено серебром, золотом и другими драгоценными металлами и сплавами. В последнее время вновь наблюдается повышенный интерес к алюминию у специалистов. Этот металл стал темой отдельной выставки , организованной в 2000 году Музеем Карнеги в Питсбурге. Во Франции расположен Институт истории алюминия, который в частности занимается исследованием первых ювелирных изделий из этого металла.

В Советском союзе из алюминия делали общепитовские приборы, чайники и т.д. И не только. Первый советский спутник был выполнен из алюминиевого сплава. Другой потребитель алюминия -- электротехническая промышленность: из него делаются провода высоковольтных линий передач, обмотки моторов и трансформаторов, кабели, цоколи ламп, конденсаторы и многие другие изделия. Кроме того, порошок алюминия применяют во взрывчатых веществах и твердом топливе для ракет, используя его свойство быстро воспламеняться: если бы алюминий не покрывался тончайшей оксидной пленкой, то мог бы вспыхивать на воздухе.

Последнее изобретение -- пеноалюминий, т.н. «металлический поролон», которому предсказывают большое будущее.

2.2 Механические свойства

Прочность сплавов АМц и АМг возрастает (а пластичность уменьшается) с увеличением степени легирования. Высокая коррозионная стойкость и свариваемость определяет их применение в конструкциях малой нагруженности. Сплавы АМг5 и АМг6 могут использоваться в средненагруженных конструкциях. Эти сплавы упрочняются только холодной деформацией, поэтому свойства изделий из этих сплавов определяются состоянием полуфабриката, из которого они были изготовлены.

Термоупрочняемые сплавы позволяют производить упрочнение деталей после их изготовления если исходный полуфабрикат не подвергался термоупрочняющей обработке.

Наибольшую прочность после упрочняющей термообработки (закалка и старение) имеют сплавы Д16, В95, АК6, АК8, АК4-1 (из доступных в свободной продаже).

Самым распространенным сплавом является Д16. При комнатной температуре он уступает многим сплавам по статической прочности, но имеет наилучшие показатели конструкционной прочности (трещиностойкость). Обычно применяется в естественно состаренном состоянии (Т). Но свыше 80 С начинает ухудшаться его коррозионная стойкость. Для использования сплава при температурах 120-250 С изделия из него подвергают искусственному старению. Оно обеспечивает лучшую коррозионную стойкость и больший предел текучести по сравнению с естественно-состаренным состоянием.

С ростом температуры прочностные свойства сплавов меняются в разной степени, что определяет их разную применимость в зависимости от температурного диапазона. Из этих сплавов до 120 С наибольшие пределы прочности и текучести имеет В95Т1. Выше этой температуры он уже уступает сплаву Д16Т. Однако, следует учитывать, что В95Т1 имеет значительно худшую конструкционную прочность, т.е. малую трещиностойкость, по сравнению с Д16. Кроме того В95 в состоянии Т1 подвержен коррозии под напряжением. Это ограничивает его применение в изделиях, работающих на растяжение. Улучшение коррозионных свойств и существенное улучшение трещиностойкости достигается в изделиях обработанных по режимам Т2 или Т3.

При температурах 150-250 С большую прочность имеют Д19, АК6, АК8. При больших температурах (250-300 С) целесообразно применение других сплавов - АК4-1, Д20, 1201. Сплавы Д20 и 1201 имеют самый широкий температурный диапазон применения (от криогенных -250 С до +300 С) в условиях высоких нагрузок.

Сплавы АК6 и АК8 пластичны при высоких температурах, что позволяет использовать их для изготовления штамповок. Сплав АК8 характеризуется большей анизотропией механических свойств, у него меньше трещиностойкость, но он сваривается лучше, чем АК6.

Перечисленные высокопрочные сплавы плохо свариваются и имеют низкую коррозионную стойкость. К свариваемым термоупрочняемым сплавам с нормальной прочностью относится сплав 1915. Это самозакаливающийся сплав (допускает закалку со скоростью естественного охлаждения), что позволяет обеспечить высокую прочность сварного шва. Сплав 1925, не отличаясь от него по механическим свойствам, сваривается хуже. Сплавы 1915 и 1925 имеют большую прочность, чем АМг6 и не уступают ему по характеристикам сварного шва.

Хорошо свариваются, имеют высокую коррозионную стойкость сплавы средней прочности - авиали (АВ, АД35, АД31,АД33).

3. Прочность и пластичность

Широкое применение представлений о дислокациях, сформулированных Вольтерой в 1907 г., началось после того, как ряд исследователей ( Френкель, Орован, Поляни, Тейлор и др.) установили связь между дислокациями и пластичностью. После возникновения идеи винтовой дислокации (Бюргерс, 1939), источника дислокаций, способного воспроизводить серию дислокационных петель (Франк и Рид, 1950) и экспериментального наблюдения дислокаций (Хирш, 1956 г.) теория дислокаций и теория пластичности на несколько десятилетий становятся синонимами. Несмотря на продолжительный бум теоретических и экспериментальных исследований дислокаций, несомненные успехи в исследовании структуры деформируемых кристаллических тел, значительного продвижения в понимании пластической деформации как целостного явления не произошло.

3.1 Пластичность алюминиевых сплавов

Пластичность (от греч. plastikуs -- годный для лепки, податливый, пластичный), свойство твёрдых тел необратимо изменять свои размеры и форму (т. е. пластически деформироваться) под действием механических нагрузок. П. кристаллических тел (или материалов) связана с действием различных микроскопических механизмов пластической деформации, относительная роль каждого из которых определяется внешними условиями: температурой, нагрузкой, скоростью деформирования. Эти механизмы рассмотрены в порядке увеличения числа атомов, участвующих в элементарном акте пластической деформации.

Самодиффузионная и диффузионная пластичность. Под действием сжимающих сил происходит перемещение атомных слоев кристалла с участков его поверхности, на которые эти силы действуют, на участки, где действуют растягивающие силы. Перенос массы может осуществляться посредством самодиффузии по поверхности или через объём кристалла. Если кристалл не очень мал, так что удельная его поверхность (т. е. отношение поверхности к объёму) не слишком велика, объёмная самодиффузия является наиболее эффективным механизмом. Она происходит путём «растворения», т. е. проникновения атомов поверхностных слоев внутрь кристалла в виде междоузельных атомов на участках сжатия и «выделения» их на участках, подверженных действию растягивающих сил. Одновременно в противоположном направлении идёт поток вакансий, рождающихся в окрестности приложения растягивающих сил и аннигилирующих в местах сжатия. В большинстве реальных случаев самодиффузионная деформация в основном связана с направленными потоками вакансий, которые образуются легче, чем междоузельные атомы.

В кристалле, состоящем из атомов разного сорта, в однородном поле напряжений происходит ориентационное упорядочение относительного расположения атомов, в результате чего кристалл приобретает некоторую зависящую от степени упорядоченности деформацию.

После снятия напряжений упорядоченное состояние может быть невыгодно, но оно некоторое время сохраняется, т.к. возврат в неупорядоченное состояние происходит со скоростью диффузионных перескоков атомов. Если в кристалле создано неоднородное поле напряжений, то атомы примеси большего радиуса и междоузельные атомы стремятся перейти в растянутые области решётки, а меньшего -- в сжатые; возникает неоднородное распределение концентраций, стабилизирующее исходную неоднородную деформацию.

Максимальная деформация, которая может возникнуть в результате ориентационного упорядочения или концентрационной неоднородности, ограничена составом кристалла. Таким образом, самодиффузионная и диффузионная деформации определяются потоками точечных дефектов (вакансий, междоузельных и примесных атомов). В реальных условиях перемещение дефектов происходит за счёт тепловых флуктуаций, частота которых быстро падает с понижением температуры. Поэтому эти механизмы пластичности действуют только при достаточно высоких температурах (не ниже 0,5 от абсолютной температуры плавления).

Краудионная пластичность обусловлена рождением и перемещением краудионов -- сгущений атомов вдоль плотно упакованных рядов атомов в кристалле. При вдавливании острия в поверхность кристалла материал из зоны вдавливания удаляется «разбегающимися» из-под острия краудионами, в результате чего на некотором расстоянии от точки вдавливания создаётся повышенная концентрация междоузельных атомов.

Дислокационная пластичность. Типичный вид пластической деформации кристаллов -- скольжение по кристаллографическим плоскостям. алюминиевый сплав деформация дислокация

Наиболее легко скольжение происходит по плотноупакованным плоскостям вдоль плотноупакованных направлений. Скольжение по системе параллельных плоскостей даёт макроскопический сдвиг, а сочетание сдвигов, соответствующих скольжению по различным системам, составляет основную часть пластической деформации кристаллов. Скольжение происходит неоднородно: сначала оно охватывает некоторую область плоскости скольжения, а затем границы этой области распространяются на всю плоскость.

Граница распространения скольжения называется дислокационной линией или дислокацией. Поэтому развитие скольжения можно рассматривать как образование и перемещение дислокаций. Скорость деформации пропорциональна плотности (суммарной длине дислокаций в единице объёма) и скорости перемещения дислокаций. В реальных кристаллах в процессе их образования всегда возникают дислокации, которые под действием напряжений способны увеличивать свою протяжённость (размножение дислокаций). Поэтому стадия образования новых дислокаций лишь в исключительных случаях лимитирует скольжение (например, начало деформации в без дислокационных микрокристаллах). В остальных случаях развитие скольжения определяется движением дислокаций.

Поскольку атомы вблизи дислокаций смещены из своих положений равновесия, перевод их в новые положения равновесия, отвечающие сдвигу кристалла по плоскости скольжения на одно межатомное расстояние, требует значительно меньших затрат энергии, чем для атомов в неискажённом кристалле.

Энергетический барьер для смещения дислокации тем меньше, чем больше зона искажения в окрестности дислокации.

По подвижности дислокации все материалы делятся на 2 группы. В ковалентных кристаллах этот барьер по порядку величины приближается к энергии межатомных связей и может быть преодолен только за счёт тепловой активации (термических флуктуаций).

Поэтому подвижность дислокаций становится заметной лишь при достаточно больших температурах, а при умеренных -- ковалентные кристаллы не пластичны.

В металлических и ионных кристаллах барьер для перемещения дислокации в 10³--10⁴ раз меньше энергии связи и исчезает при напряжениях 10^-3--10^-4 G (где G -- модуль сдвига); при таких напряжениях движение дислокаций не нуждается в тепловой активации и их подвижность слабо зависит от температуры. Сопротивление движению дислокаций в совершенной кристаллической решётке пренебрежимо мало, чем обусловлена высокая П. ионных и металлических кристаллов.

В реальных кристаллах имеются различные дефекты (точечные дефекты, примесные атомы, дислокации, частицы других фаз), и сопротивление скольжению зависит от взаимодействия движущихся дислокаций с этими дефектами.

В беспримесных пластических кристаллах междислокационное взаимодействие является основным. Часть сопротивления скольжению, связанная с непосредственным столкновением дислокаций, может быть уменьшена за счёт тепловой активации, однако преобладающая часть обусловлена дальнодействующим взаимодействием дислокаций через собственные поля напряжений, которые они вокруг себя создают, и почти не зависит от температуры.

В результате взаимодействия друг с другом дислокации тормозятся и останавливаются, поэтому для протекания деформации с постоянной скоростью необходимо непрерывное рождение новых дислокаций. Это приводит к постоянному увеличению плотности дислокаций в кристалле, которая достигает 10¹¹--10¹² см^-2; соответственно растет их взаимное сопротивление скольжению -- происходит деформационное упрочнение, или наклёп кристалла.

Развитие междислокационного взаимодействия отражает диаграмма «напряжение -- деформация», которая в типичных случаях обнаруживает 3 характерных участка, отвечающих трём основным стадиям эволюции дислокационной структуры.

На стадии I (стадия лёгкого скольжения) плотность дислокаций относительно невелика, каждая дислокация до остановки успевает пройти расстояние, сопоставимое с размером всего кристалла, и значительная часть дислокаций выходит на поверхность кристалла.

Сопротивление скольжению обусловлено взаимодействием отдельных дислокаций, плотность которых возрастает с деформацией относительно медленно, поэтому коэффициент упрочнения здесь мал (~ 10^-з G). С увеличением степени деформации и ростом плотности дислокаций их распределение становится существенно неоднородным: дислокации образуют компактные скопления в плоскостях скольжения (стадия II).

Поля напряжений от этих скоплений, в свою очередь, являются причиной побочной пластической деформации. Эта локальная, различным образом направленная деформация может не проявляться в общем формоизменении кристалла, но увеличивает плотность дислокаций в результате появления дислокаций во вторичных системах скольжения. Взаимодействие дислокаций основной и вторичных систем приводит к образованию дислокационных сгущений и формированию дислокационной ячеистой структуры.

На протяжении всей стадии II характер дислокационной структуры сохраняется, уменьшается только размер ячеек; коэффициент упрочнения ~10^-2 G. С дальнейшим увеличением плотности дислокаций происходит «выдавливание» части дислокаций из плоскостей скольжения, в которых они были расположены; при этом дислокации противоположных знаков встречаются и аннигилируют. Происходит разрядка дислокационной плотности, сопровождающаяся падением коэффициента упрочнения (стадия III). Параллельно начинаются процессы нарушения сплошности (образование микротрещин), которые приводят в конечном итоге к разрушению кристалла, определяющему максимально достижимую величину пластической деформации.

При высоких температурах дислокационный механизм П. сочетается с диффузионным и самодиффузионным. В кристаллах с примесями релаксация напряжений у дислокаций или дислокационных скоплений может осуществляться в результате перераспределения примесных атомов. Вокруг дислокации образуются примесные «атмосферы» и дислокационная П. падает (деформационное старение).

Поэтому удаление примесей обычно повышает П. С другой стороны, дислокации являются эффективными стоками и источниками вакансий и междоузельных атомов. Рождение или аннигиляция этих дефектов приводят к достройке или сокращению обрывающихся на дислокациях неполных атомных плоскостей и, следовательно, «переползанию» дислокаций из своей плоскости скольжения.

Потоки точечных дефектов между дислокациями разного знака приводят к самодиффузионной пластической деформации, а вызванное этими потоками переползание дислокаций позволяет им обойти препятствия, лежащие в плоскости скольжения. Путь скольжения, пройденный каждой дислокацией в условиях высокотемпературной деформации, увеличивается (по сравнению с обычными температурами, когда диффузионная подвижность мала). Процессы разрядки дислокационной плотности вследствие взаимной аннигиляции дислокаций протекают более интенсивно, деформационное упрочнение падает и деформация развивается при постоянной нагрузке (ползучесть).

Двойникование. Этот механизм связан с деформацией элементарной ячейки кристалла, приводящей к изменению ориентировки части кристалла относительно действующих сил. Переориентированная часть кристалла претерпевает относительно исходного кристалла двойниковый сдвиг, величина которого определяется симметрией кристаллической решётки.

В реальных условиях развитие деформации происходит путём зарождения и распространения в исходном кристалле прослоек двойниковой компоненты. Если двойниковая прослойка заканчивается внутри кристалла, у её концов возникают поля напряжений; взаимодействие двойников приводит к деформационному упрочнению.

В некоторых кристаллах, например кальците, двойникование -- основной механизм пластической деформации, но обычно двойникование развивается преимущественно при низких температурах, когда скольжение затруднено и создаются условия для локальной концентрации напряжений, необходимой для зарождения двойников.

П. вследствие протекания фазового превращения. Необратимое изменение формы может быть также результатом образования под нагрузкой новой фазы, имеющей иную кристаллическую решётку, чем исходный кристалл. При этом исходная фаза должна быть метастабильна по отношению к образующейся, по крайней мере при действии механических напряжений. Поскольку относительная стабильность зависит также от температуры, П. в этом случае существенно зависит от температуры деформирования по отношению к температуре равновесия фаз. В определённых случаях, уменьшая стабильность образовавшейся под нагрузкой фазы за счёт изменения температуры, можно уничтожить полученную при превращении деформацию: кристалл возвращается к исходной форме («эффект памяти»).

В поликристаллах действие рассмотренных механизмов пластической деформации внутри зёрен осложнено взаимодействием между зёрнами. Деформация поликристалла есть суммарный результат деформации во многих различно ориентированных относительно нагрузок и находящихся в различных условиях зёрен. Поэтому развитие деформации не имеет четко выраженного стадийного характера, как деформации монокристаллов (рис. 5).

Межзёренные границы препятствуют распространению дислокаций и, как правило, упрочняют кристаллические тела при низких температурах. Наоборот, при высоких температурах наличие границ, являющихся источниками или стоками дефектов, повышает П.

Сочетание дислокационной и самодиффузионной деформаций в приграничных областях приводит к их высокой П., проявляющейся в специфическом механизме высокотемпературной деформации поликристаллов -- «проскальзывании» по границам зёрен. Перемещение зёрен друг относительно друга происходит подобно движению частиц в сыпучих материалах и в некоторых случаях обеспечивает деформацию до 1000% («сверхпластичность»). Высокая П. может достигаться также, если в ходе деформирования успевает проходить рекристаллизация, приводящая к удалению наиболее искажённых и, следовательно, наименее пластичных зёрен, которые поглощаются растущими зёрнами с более совершенной структурой. Постоянное восстановление П. за счёт рекристаллизации широко используется на практике при горячей обработке металлов.

П. простых аморфных тел связана с диффузионными перегруппировками атомов и молекул. П. ряда веществ связана с передвижением недеформирующихся твёрдых частиц друг относительно друга в некоторой вязкой среде. К такого рода явлениям можно отнести П. глин, сыпучих тел, смоченных водой, и т.п.

Изучение П. представляет большой практический интерес, т.к. делает возможным рациональный выбор технических материалов, к П. которых обычно предъявляется целый комплекс требований как при обработке, так и при эксплуатации их в различных условиях.

Изучением различных аспектов П. занимается ряд физико-математических и теоретических дисциплин: физика твёрдого тела (в частности, теория дислокаций) исследует микроскопические механизмы П., механика сплошных сред (теории пластичности и ползучести) рассматривает П. тел, абстрагируясь от их атомно-кристаллической структуры, сопротивление материалов и др.

3.2 Прочность алюминиевых сплавов

Продукты распада твердого раствора - скопления атомов, зон Гинье - Престона, метастабильные и стабильные выделения,- в различной степени оказывая препятствие передвижению дислокаций, влияют на механические свойства сплавов. Вопросы взаимодействия продуктов распада твердого раствора с дислокациями рассмотрены в большом количестве работ с привлечением электронно-микроскопического метода исследования структуры сплавов.

При использовании оксидных реплик возможно было лишь косвенное выявление дислокаций, по декорирующему их распределению продуктов распада твердого раствора; исследование тонких металлических фольг или срезов на совершенных электронных микроскопах позволяет непосредственно изучать дислокационную структуру сплавов.

Прочность сплавов при старении определяется процессом взаимодействия между двигающимися дислокациями и продуктами распада твердого раствора. При этом величина упрочнения зависит от типа выделений, их формы, размеров, плотности распределения, степени искажения матрицы и тех напряжений, которые необходимы для преодоления этих препятствий двигающимися дислокациями.

Так, значительное упрочнение на зонной стадии распада связано с усилием, необходимым для перерезания мелкодисперсных с очень большой плотностью распределения ЗГП, преодоления прилегающих к ним упруго-напряженных участков матрицы и деформирования самой матрицы.

Большое упрочнение достигается также при преодолении дислокациями частично когерентных, мелкодисперсных частиц метастабильных фаз при условии достаточной плотности их распределения. При этом большее по сравнению с зонами различие в структуре метастабильных выделений и матрицы вызывает необходимость в приложении большего напряжения для их преодоления дислокациями.

Меньшее упрочнение сплава достигается, когда в структуре твердого раствора имеются стабильные фазы, полностью некогерентные с матрицей, со значительно большими размерами частиц и расстояниями между ними. Вокруг этих фаз отсутствуют поля упругих напряжений, и дислокации под действием сравнительно небольших напряжений «проталкиваются» между ними.

Максимальное упрочнение сплава достигается при наличии в структуре твердого раствора зон Гинье - Престона и выделений метастабильной фазы или только выделения этой фазы при ее мелкодисперсности и высокой плотности распределения.

При содержании в сплаве 2 и 3% Cu максимуму твердости после старения соответствует структура с выделениями и'-фазы. Повышение твердости с увеличением времени старения, очевидно, связано с увеличением плотности выделений, а уменьшение твердости при продолжении старения-с их коагуляцией и увеличением расстояния между ними.

В сплавах с содержанием меди 4 и 4,5% в этих же условиях старения при максимуме твердости в структуре наблюдаются ЗГП2 (и") и и'-фаза. Когерентные выделения и" больше деформируют матрицу, чем полукогерентные выделения и', но последние труднее перерезать дислокациям.

Сочетание этих выделений в определенном соотношении обусловливает максимальное упрочнение. Снижение твердости сплава алюминия с 4 и 4,5% Cu с увеличением времени выдержки при старении связано с уменьшением плотности выделений и", которые постепенно заменяются частицами и' при ослаблении упругих напряжений в матрице, с коагуляцией и'-фазы и увеличением расстояния между ее частицами. Старение является сложным стадийным процессом, при котором во времени и при повышении температуры происходит постепенное изменение структуры твердого раствора с возможным одновременным сосуществованием нескольких видов выделений.

Механические свойства сплавов зависят от целого ряда характеристик тонкой структуры: устойчивости, дисперсности, плотности выделяющихся зон или частиц, степени искажения кристаллической решетки матрицы, а также наличия других препятствий для прохождения дислокаций, как например интерметаллидных соединений, не участвующих в процессах старения, границ зерен и др.

Усложнение химического состава сплава системы Аl-Cu дополнительным легированием, особенно элементами переходных групп (марганец, никель, цирконий, титан и др.), существенно изменяет температурные границы старения, тонкую структуру и механические свойства сплавов.

Распад пересыщенных твердых растворов сплавов АЛ19 и АЛ33, начинающийся уже в процессе закалки, (проходит с образованием ЗПП1 при старении до 200°С для сплава АЛ19 и до 225° для сплава АЛ33. При этом предел прочности сплавов повышается по отношению к закаленному состоянию примерно на 20-25% при снижении относительного удлинения на 30-50%.

...