 |
Реклама. ООО ГК "Велунд Сталь Сибирь" ИНН 5405075282 Erid: 2SDnjf1Guop
| |
Результаты экспериментов показывают четкую зависимость между характером выделений в матрице и сопротивлением КР. Для сплавов системы А1-Сu при температуре старения ниже температуры растворимости ЗГП1 (Tк) падение коррозионной стойкости под напряжением можно связать в основном с выделением ЗГП1 (табл. 17). Отрицательный эффект выделения фазы θ" может быть столь же велик. Однако он более определенно проявляется при температуре старения выше температуры растворения ЗГП1. Для более низких температур выделение ЗГП1 приводит к предельному снижению сопротивления КР значительно раньше, чем это возможно за счет выделения фазы θ". При образовании и увеличении выделений в матрице фазы θ` сопротивление КР увеличивается. Соответственно с этим сближение времени достижения максимальной механической прочности и минимального сопротивления КР по мере роста температуры старения при tс<tк является следствием только увеличения скорости старения, в то время как совпадение экстремумов механических и коррозионных характеристик при tс>tк (рис. 32) не случайно, поскольку обе величины определяются максимальной плотностью выделений фазы θ`.
Общую схему корреляции структуры и чувствительности к коррозии под напряжением для сплавов системы А1-Си при tcK можно представить следующим образом:
При tс>tк схема корреляции аналогична описанной выше, но в ней отсутствует вторая стадия (ЗГП1). Из представленной схемы видно, что в области фазового старения у сплава 1201 может быть и высокое и низкое сопротивление КР в зависимости от характера выделений. Переход в область абсолютной стойкости к КР достигается при выделении метастабильной фазы θ`, когерентно связанной с матрицей в одной плоскости. В то же время при зонном старении исследованный сплав имеет низкое сопротивление КР, как и при коагуляции θ-фазы. Такая же картина наблюдается для серийных сплавов Д20 и 1201.
Рассматривая закономерные связи тонкой структуры и сопротивления КР сплава Al-6Zn- 2,lMg, можно отметить много общего со сплавом Al-6,ЗСu. Именно в зонной стадии сопротивление КР сплава Al-6Zn-2,lMg в высотном направлении предельно низко (табл. 17, рис. 32). Увеличение количества θ`-фазы приводит к росту сопротивления КР. Однако на последующей стадии имеется существенное различие в поведении сплавов систем Al-Zn-Mg и Al-Сu. Для сплавов системы А1-Сu переход в область высокого сопротивления КР совпадает с частичной потерей когерентности выделениями, для сплавов системы Al-Zn-Mg - с полной ее потерей. Поскольку при потере когерентности дисперсность фазы существенно уменьшается, происходит значительное падение механической прочности как модельных, так и стандартных сплавов системы Al-Zn-Mg и Al-Zn-Mg-Сu при высоком сопротивлении КР.
Общая схема корреляции характера выделений в матрице и сопротивление КР в высотном направлении приведена в табл. 18. Все сплавы, дисперсионно-твердеющие при комнатной температуре, имеют высокое сопротивление КР только после искусственного старения в областях выделения частично когерентных или некогерентных фаз. Наиболее общей можно считать закономерность, представленную для сплавов системы Al-Сu (А1-Сu-Мп), в которых после закалки нет условий для интенсивного образования ЗГП.
При содержании в этих сплавах 4-7 % Сu степень пресыщения достаточно велика и не удается получить упорядоченный твердый раствор.
В соответствии с этим несколько более высокое сопротивление КР после закалки для сплавов Al - 4Сu и Al - 6,ЗСu регистрируется в экспериментах нечасто. При этом повышение сопротивления КР в испытаниях при заданной растягивающей нагрузке, как правило, весьма мало. Однако и при испытании с заданной деформацией во многих экспериментах для такого сплава, как Al - 4Сu, оно очень мало.
При понижении содержания меди до 2 % появляется возможность после закалки и естественного старения за счет однородности твердого раствора получить значительно более высокое сопротивление КР. Следовательно, лишь в сплавах с ограниченным содержанием растворимых в алюминии легирующих элементов можно получить повышенное сопротивление КР в области твердого раствора. При увеличении степени легирования сплава такая возможность практически не реализуется.
Изучение тонкой структуры сплавов на фольгах в электронном микроскопе УМВ100 и сопоставление ее с результатами коррозионных испытаний показало, что сопротивление КР коррелирует не только с природой выделений в матрице. Совершенно четкая корреляция прослежена также и с дислокационной структурой. В полуфабрикатах из разных сплавов в состоянии, чувствительном к КР, всегда наблюдаются скопления дислокаций, особенно четкие у границ зерен. В состоянии, не чувствительном к КР, скопления дислокаций отсутствуют. В полуфабрикатах с ориентированными кристаллитами скопления дислокаций образуются преимущественно под углом к долевой плоскости, т. е. плоскости, в которой зарождаются трещины при испытании высотных образцов (поперечно-долевые границы кристаллитов).
На ненапряженных образцах линейные дислокационные скопления у границ обнаруживаются нерегулярно. Надежно они выявляются только на образцах после испытаний на КР. Это свидетельствует о роли внутренних напряжений в первом случае, а главное о том, что неблагоприятная дислокационная структура формируется под влиянием и внешних нагрузок, а в общем случае напряжений и среды.
Установление корреляции сопротивления КР с тонкой структурой матрицы и отсутствие связи с количеством вторых фаз на границах позволяют предположить в основе механизма коррозионного растрескивания алюминиевых сплавов взаимодействие дислокаций с выделениями в матрице. В том случае, когда дислокации могут проходить через выделения («срезать» их) и в то же время плотность выделений достаточно велика, чтобы локализовать их движение в определенных плоскостях, у границы кристаллитов образуются скопления. Эти дислокационные скопления способствуют появлению столь значительных напряжений вблизи границ, что происходит нарушение пассивной пленки и образование первичных субмикронадрывов - зародышей трещин.
Ускорение зарождения трещин происходит в результате адсорбционного эффекта среды, особенно в местах нарушения пассивной пленки атомарного водорода. В исследованиях получены прямые доказательства влияния адсорбционного эффекта. Среда ускоряет образование дислокационных скоплений у границ зерен, расположенных в непосредственной близости к поверхности. Развитие трещин является результатом взаимодействия электрохимических, адсорбционных и механических факторов. Соотношение влияния электрохимических и адсорбционных факторов и ослабление межзеренных связей вследствие диффузии водорода изменяется в зависимости от агрессивности среды и величины коэффициента интенсивности напряжений.
Продвижение трещины замедляется быстрым процессом репассивации. Поэтому развитие трещины затормаживается. На поверхности межзеренного разрушения это фиксируется в виде ступеньки роста. Для следующего «скачка» вновь необходимо создание условий для нарушения пассивного состояния в результате образования линейных дислокационных скоплений вблизи вершины трещины.
Упрощенные схемы представления процесса КР как водородное охрупчивание или «локальное анодное растворение» не подтверждаются данными электронного фрактографического анализа. Вблизи вершины трещины сплава В95Т1 не наблюдаются твердые продукты коррозии. На четко просматриваемой межзеренной поверхности разрушения не обнаружены следы питтинговой коррозии. В то же время наличие хлор-иона, установленное методом ожеспектроскопии, подтверждает закисление среды в вершине трещины. Это свидетельствует о том, что начало следующего этапа продвижения трещины происходит на запассивированной поверхности. Длина ступеньки разрушения составляет 100-150 нм.
Минимальное время продвижения трещины соизмеримо с возможным временем репассивации (10-5 с). На поверхности разрушения в вершине трещины отсутствуют следы электрохимического растворения. Морфология поверхности не изменяется с изменением агрессивности среды. Протяженность же зоны наводороживания (до 40 мкм) значительно превышает длину ступеньки.
Выделения с частичной для сплавов системы А1 - Сu-(Мп) и А1 - Сu - Mg и полной для Al - Zn - Mg-(Сu) потерей когерентности огибаются движущимися дислокациями. Происходит частичная задержка дислокаций на выделениях, в результате чего они более равномерно распределяются в матрице.
Таким образом, механизм коррозионного растрескивания алюминиевых сплавов можно охарактеризовать как структурно-адсорбционно-электрохимический. С учетом существенного влияния изменения дислокационной структуры на процесс КР и с некоторым упрощением его можно назвать дислокационно-электрохимическим. Следует отметить, что когда речь идет о структуре, подразумевается, во-первых, тонкая структура матрицы, а именно природа выделений при распаде твердого раствора и, во-вторых, дислокационная структура, образующаяся в процессе приложения напряжений при одновременном действии коррозионной среды.
Кроме различия природы выделений в матрице, которое определяет особенности поведения сплавов системы Al - Сu(А1 - Сu - Мп) и Al - Zn - Mg(Al - Zn - Mg - Сu) при коррозии под напряжением, есть и другие существенные различия. А именно, если в cплавах системы А1 - Сu- (Мn), можно устранить анизотропию коррозионного растрескивания за счет увеличения сопротивления в высотном направлении при наличии в структуре некоторого количества ЗГП, т. е. при искусственном старении ниже критической температуры их растворения Tк, то в сплавах системы Al - Zn - Mg(Cu) требуется обязательно полное преобразование ЗГП. Поэтому значения коэффициентов анизотропии коррозионного растрескивания (Aкр), близкие к единице, для сплавов системы Al - Zn - Mg - (Сu) имеют место только после старения при температуре выше критической (см. табл. 18).
Из результатов всей совокупности проведенных экспериментов вытекает существенное различие природы анизотропии питтинговой коррозии и коррозионного растрескивания, которое состоит в том, что в первом случае имеется прямая связь с особенностями микроструктуры, во втором - эти особенности являются лишь первым звеном в общей, достаточно сложной зависимости. Исходным структурным фактором, определяющим анизотропию КР, является ориентация кристаллитов и плоская их форма. При этом дислокации перемещаются в первую очередь к наиболее развитым поперечно-долевым границам кристаллитов, способствуя повышению напряжений в этих местах, образованию субмикронадрывов и, как следствие, понижению значений ?кр и КIкр. Дальнейший рост трещины под влиянием механических, адсорбционных и электрохимических факторов наиболее облегчен вдоль этих границ, во-первых, в связи с низким значением порогового коэффициента интенсивности напряжений и, во-вторых, в связи с тем, что именно здесь вследствие расположения смежных границ в близких плоскостях обеспечивается условие плоской деформации. Локализации процесса разрушения по поперечно-долевой плоскости в агрессивных средах способствует ориентационное различие в степени пассивации (рис. 33). Таким образом, механизм коррозионного растрескивания и его анизотропия неразрывно связаны. В зависимости от анизотропии КР изменяются условия реализации механизма разрушения.
В сплавах системы Al - Mg наряду с изложенными факторами значительное влияние оказывает увеличение непрерывности выделений В-фазы по высотно-долевым границам. Соответственно возрастает роль электрохимических факторов. Увеличение значения электрохимических факторов имеет место и в других случаях, когда по границам зерен могут формироваться фазы с более отрицательным значением электродного потенциала по отношению к твердому раствору матрицы, например, в сплавах системы А1 - Сu -Mg - Si при выделении фазы Mg2Si.
Однако влияние электрохимических факторов в этих случаях не изменяет основы изложенного механизма КР, а является лишь дополнительным элементом, благодаря которому на первой стадии образуются коррозионные надрезы с высокой концентрацией напряжений. В основании этих надрезов развиваются трещины подобно тому, как они образуются на образцах с предварительно заданной усталостной трещиной.
В процессе развития трещин в тех случаях, когда полуфабрикат одновременно чувствителен к МКК и КР нельзя исключать суммирования этих процессов. Возможно также некоторое ускорение развития МКК за счет действия внутренних или внешних напряжений, т. е. отклонение от закономерностей развития питтинговой коррозии. Однако представлять процесс коррозионного растрескивания как простое суммирование МКК и коррозии вследствие механических напряжений нельзя. В этом случае нельзя объяснить корреляцию КР с характером тонкой структуры матрицы. Кроме того, в отсутствие чувствительности к КР, вызываемой изменением структуры матрицы, наличие МКК не приводит к растрескиванию при любом методе испытаний. Так, прессованные полосы из сплава АД33Т1, чувствительные к МКК, не были подвержены коррозионному растрескиванию ни в испытаниях при одноосном напряженном состоянии при заданной нагрузке, ни в испытаниях на образцах с предварительно заданной усталостной трещиной.
Для сплавов системы Al - Zn - Mg прослеживается некоторая связь между уменьшением плотности и увеличением размеров частиц, выделяющихся по границам, и сопротивлением КР. Однако многочисленные эксперименты показывают, что при этом облегчается передача деформации от зерна к зерну, и, следовательно, уменьшается вероятность образования дислокационных скоплений вблизи границ.
Обнаружены связи между шириной зоны, свободной от выделений (ЗСВ), и сопротивлением КР. Однако ЗСВ являются слабым катодом, и их избирательного растворения не обнаруживается. Кроме того, после ступенчатого старения (100°С, 10 ч+180°С, 10 ч) ширина ЗСВ в стабильной области меньше ширины после старения при 180° С, 2 ч, когда образцы весьма интенсивно разрушаются. Поэтому если и предполагать положительный эффект от увеличения ширины ЗСВ, то его, так же как и влияние формы выделений, следует связывать с облегчением передачи деформации от зерна к зерну и уменьшением по этой причине вероятности образования скоплений дислокаций на границах. Передача деформации в этом случае может осуществляться за счет деформации ЗСВ. Ширина ее должна быть как минимум равна длине источника Франка - Рида, которая рассчитывается по формуле d=2Gb/σ, где G-модуль сдвига, b - вектор Бюргерса, σ - внешнее напряжение.
Для высокопрочных алюминиевых сплавов можно принять G = 27,5•103 МПа; b = 0,2863 нм; σ=250 МПа (максимальное значение предела упругости). В таком случае d=50 нм. Сопоставляя расчетные данные с экспериментальными, можно видеть, что именно после превышения этого значения наблюдается заметное увеличение сопротивления КР. |
НОВЫЕ ОБЪЯВЛЕНИЯ
НОВОСТИ
НОВЫЕ СТАТЬИ