Алюминий — бор вязкость разрушения

Показано, что, если распространяющаяся в композите трещина пересекает волокна упрочнителя, вязкость разрушения увеличивается тем больше, чем больше волокна отслаиваются от матрицы. Значит, из соображений повышения вязкости разрушения предпочтительной является слабая поверхность раздела. Однако при распространении трещины в матрице параллельно волокнам предпочтительна прочная поверхность раздела — это позволяет предотвратить разрушение по поверхности раздела, связанное с малыми затратами энергии. Были отмечены и другие случаи так, при распространении трещины перпендикулярно волокнам высокая вязкость разрушения может быть обусловлена несколькими механизмами. При действии одного из них — вытягивания волокон — вязкость разрушения определяется силами трения и длиной вытянутого из матрицы отрезка волокна. Высокая вязкость разрушения может быть получена и в композитах, в которых не происходит ни отслаивания, ни вытягивания волокон. Так, в системе бор — алюминий вязкость разрушения зависит в основном от энергии деформации, накопленной волокном в пластической зоне деформации композита непосредственно к моменту разрушения волокна. Вязкость разрушения ориентированных композитов, как правило, слабо зависит от вязкости разрушения матрицы. Исключение представляет случай, когда поверхность раздела прочна, а трещина распространяется параллельно волокнам в этих условиях вязкости разрушения композита и материала матрицы сопоставимы. При достаточно высокой объемной доле упрочнителя и слабой поверхности раздела вязкость разрушения определяется поверхностью раздела. Вязкость разрушения композитов, армированных ориентированным в нескольких направлениях упрочнителем, зависит, главным образом, от тех волокон, которые расположены поперек трещины и разрушение которых необходимо для дальней- [c.304]

Вязкими могут быть и композиты, в которых отслаивания не происходит хорошим примером в этом отношении является система бор — алюминий. Предложены два возможных механизма, определяющие вязкость разрушения этой системы. Первый исходит из того, что поверхность излома борного волокна очень неровная, [c.282]

Если и волокна, и матрица пластичные, не ясно, можно ли при помощи какой-нибудь элементарной теории рассчитать вклады в работу разрушения композитов за счет пластических деформаций волокон и матрицы, так как при переходе обеих фаз в пластическое состояние ни та, ни другая не обеспечивают ограничения пластической деформации и границы зоны деформирования нелегко рассчитать. Некоторые работы по этому вопросу [29, 30[ проводились на системе волокна нержавеющей стали — алюминий, и было обнаружено, что вклад волокон можно удовлетворительно описывать выражением типа уравнения (27), и, если затем просуммировать этот вклад с вкладом матрицы, определенным по соображениям, аналогичным приведенным в разд. III, В, 1, можно получить хорошее согласие с экспериментально измеренной величиной вязкости разрушения. Следовательно, по крайней мере в этом случае, вклады от пластических деформаций двух фаз могут быть, по-видимому, вычислены независимо, а затем просуммированы. [c.468]

Оптимальными содержаниями никеля и алюминия в сплаве являются 12 и 0,5 % (ат.) соответственно, при этом обеспечиваются исключительно высокая вязкость разрушения и средний уровень прочности при 77 К. [c.259]

Имеющиеся данные о влиянии а-стабилизирующих и р-изо-морфных элементов позволяют объяснить представленные на рис. 30 результаты сравнительного исследования трех промышленных сплавов. Очевидно, что уменьшение содержания алюминия (особенно ниже 5%) или увеличение суммарной концентрации молибдена и ванадия повышает стойкость к КР- Необходимо отметить, однако, что проводить подобные сравнения следует с осторожностью, поскольку рассматриваемые сплавы отличаются содержанием кислорода, соотношением фаз а и р, а также уровнем вязкости разрушения. Тем не менее основные закономерности влияния состава на стойкость к КР достаточно ясны и используются при разработке и совершенствовании сплавов [198]. Теперь мы обратимся к микроструктурным эффектам, которые играют важную роль в поведении титановых сплавов. [c.97]

Закаленный и искусствен состаренный по режиму, обеспечивающему наиболее высокие сопротивления т>Р розни под напряжением вязкость разрушения Нагартованный (нагарто ка листов сплавов тина ДУР алюмин примерно 5—7 / ) Полу нагартованный. [c.234]

В работе [62] при изучении поверхности изломов титановых сплавов установлено, что значения Df, определенные с помощью МОС и ФАП, существенно отличаются. Однако, по мнению авторов [65], это обстоятельство не указывает на достоинство одного метода перед другим. Более того, поскольку величины Df, определенные двумя различными методами, коррелируют между собой, а также с величиной вязкости разрушения, они так или иначе отражают особенности поверхности разрушения титановых сплавов. Интересные результаты были получены Хао и др. [67] при использовании ФАП для количественного анализа поверхности усталостных изломов. Был исследован технически чистый алюминий в отожженном при различных температурах состояниях с целью получения образцов с различным размером зерен. Установлены экспериментальные [c.51]

Использование ТЦО сплавов алюминия, титана и никеля также позволило повысить характеристики вязкости разрушения, длительной и усталостной прочности. Кроме того, ТЦО сплавов на основе А1— Mg—Si может с успехом заменить длительную операцию искусственного старения. [c.603]

Влияние легирующих элементов на вязкость разрушения прежде всего обусловлено их воздействием на величину зерна. Элементы, способствующие измельчению зерна, повышают вязкость разрушения, а элементы, упрочняющие твердые растворы, наоборот понижают вязкость разрушения. Эффективное измельчение зерна достигается введением карбидообразующих элементов ванадия, ниобия, титана. Использование алюминия для раскисления способствует получению в спокойных сталях более мелкого зерна, чем в кипящих и полуспокойных. [c.106]

Потеря прочности и вязкости алюминия и его сплавов при температурах, близких к температуре плавления, может привести к разрушению металла в зоне нафева под действием собственного веса. [c.371]

К основным механическим свойствам металлов относят прочность, твердость, упругость, пластичность, ударную вязкость. Прочность — способность металла сопротивляться разрушению или появлению остаточных деформаций под действием внешних сил. Большое значение име т удельная прочность, ее находят отношением предела прочности к плотности металла. Для стали прочность выше, чем для алюминия, а удельная прочность ниже. Твердость — это способность металла сопротивляться поверхностной деформации под действием более твердого тела. Упругость — способность металла возвращаться к первоначальной форме после прекращения действия сил. Пластичность — свойство металла изменять свои размеры и форму под действием внешних сил, не разрушаясь при этом. Ударная вязкость — способность металла сопротивляться разрушению под действием динамической нагрузки. Кроме указанных механических свойств можно назвать усталость (выносливость), ползучесть и др. Для установления характеристик механических свойств производят их испытания. [c.30]

Группа качества 3. Стали, к которым предъявляются специальные требования и которые используются для изделий сложной конфигурации, слол<но нагруженных сооружений, особых условий эксплуатации. У этих сталей предполагается повышенная опасность хрупкого разрушения. Поэтому наряду с высокой чистотой по Р, S, N, Си, Сг, № должны быть гарантированы значения ударной вязкости до температуры —40 °С. Для получения нестареющей и к тому же мелкозернистой стали необходимо специальное раскисление (например, алюминием). [c.216]

Как было показано выше, появление в структуре сплава фаз или сегрегаций легирующих элементов (или примесных атомов), обладающих более отрицательным потенциалом, чем матрица, приводит после нарушения пассивности к созданию более отрицательного компромиссного потенциала и усилению анодного тока. Скорость репассивации активной поверхности замедляется. Пример этого—сплав ВТ5-1, состаренный при 500°С в течение 10—100 ч. Вязкость разрушения в коррозионной среде этого сплава в состаренном состоянии 40,3 — 46,5 МПа /м. Излом темноюерый— характерный для коррозионного растрескивания. Однако достаточно этот же сплав подвергнуть закалке с 900—1000°С, обеспечивающей скорость охлаждения в интервале 400—600°С более 50 град/мин, как сплав становится нечувствительным к коррозионному растрескиванию. Величина вязкости разрушения поднимается до 93 — 108,5 МПа y/lA. Излом образцов становится светлым, как у металла, нечувствительного к коррозионному растрескиванию. В этом случае за счет устранения в структуре сегрегатов или упорядоченного а-твердого раствора (по алюминию) снижается величина анодного тока, уменьшается анодное растворение, создаются более благоприятные условия для репассивации поверхности после нарушения защитной пленки, в результате чего уменьшается возможность проникновения и диффузии водорода. [c.71]

Учитывая высокую химическую активность аг -фазы, ее влияние на анизотропию характеристик разрушения наиболее резко должно было проявиться при проведении испытаний в коррозионной среде. Автор работы [88] показал, что увеличение содержания алюминия в сплаве Т1—6 % А1 —4 % V с призматической текстурой в пределах марочного состава при проведении испытаний в 3 %-ном растворе МаС1 приводит к резкому снижению вязкости разрушения поперечных образцов без заметного изменения продольных образцов. [c.130]

Переход к разрушению элементов авиационных конструкций на заключительной фазе развития усталостной трещины может быть осуществлен в широком диапазоне температурно-скоростных условий нагружения. Возможны разнообразные ситуации по интенсивности напряженного состояния материала в зоне страгивания трещины применительно к широкому классу конструкционных материалов на основе железа, титана, алюминия, магния и никеля. Поэтому в условиях эксплуатации могут быть достигнуты ситуации с минимально реализованной вязкостью разрушения вплоть до межзеренного проскальзывания или, напротив, может произойти высокопластичное разрушение, в котором сочетаются процессы внутризе-ренного скольжения и межзеренной ползучести. Вся совокупность реализуемых таким образом ситуаций в условиях эксплуатации должна рассматриваться с единых энергетических позиций с привлечением карт или диаграмм областей устойчивого поведения материала [40-42]. [c.97]

Высказывалось предположение, что возможны случаи, когда предпочтительна слабая поверхность раздела. Согласно Куку и Гордону [12], поле напряжений у вершины развивающейся трещины включает не только главные напряжения, стремящиеся раскрыть трещину в направлении ее распространения, но и напряжения, стремящиеся раскрыть ее в перпендикулярном направлении. Значит, эти дополнительные напряжения могут раскрывать плоскости с ослабленной связью, пересекаемые магистральной трещиной. Эм бери и др. [17] применили эти представления к случаю разрушения слоистых композитов. Они показали, что в пакете стальных листов распространение трещины задерживается процессом расслаивания это приводило к важному результату — снижению температуры перехода от вязкого разрушения к хрупкому более чем на 100 К. Эти исследования были продолжены Олмондом и др. [2], которые получили ряд новых данных об указанном типе структур, тормозящих распространение трещины. По очевидным соображениям аналогичный подход применим и к волокнистым композитам этот вопрос рассмотрен в гл. 7 в связи с проблемой разрушения. Значительные объемы композита, расположенные по обе стороны от магистральной трещины, могут быть охвачены одновременным действием различных механизмов разрушения, а в таких случаях, как показали Эдсит и Витцелл [1] на примере композитов алюминий — бор, вязкость разрушения композита может превосходить вязкость разрушения металлической матрицы. [c.25]

Купер и Келли [7], а также Тетельман [47], считают, что уравнение (12) позволяет достоверно оценить вклад матрицы в вязкость разрушения меди, армированной вольфрамовой проволокой. Герберих [12] указал, однако, что, несмотря на возможность разумных количественных оценок, уравнение (12) некорректно, поскольку композит трехмерен, а волокна имеют не квадратное, а круглое сечение. По Олстеру и Джонсу [31], в алюминии, армированном от О до 6 об.% вольфрама, упрочнитель не оказывает существенного влияния на вязкость матрицы. Те же авторы предположили, что в композите бор — алюминий, содержащем 50 об.7о упрочнителя, вязкость разрушения матрицы практически не зависит от борных волокон. Такое предположение может быть оправдано лишь в случае, если деформация матрицы у вершины трещины локализована на столь малом участке, что на нее не влияет присутствие волокон. Поэтому к каждому композиту в зависимости от его поведения необходим индивидуальный подход. Будет ли вязкость разрушения матрицы столь же низка, как и для массивного образца материала матрицы, или несколько выше —это, согласно Куперу и Келли [7], определяется влиянием волокон. Если поверхность раздела прочна, а коэффициент вариации прочности волокон велик, то, по Меткалфу и Кляйну [27], места разрушения волокон будут характеризоваться значительным пространственным разбросом это может привести к увеличению деформации матрицы, а последнее, в свою очередь, — к росту вязкости разрушения. [c.288]

Материалы с ориентированным расположением упрочнителя, как правило, разрушаются в направлении, параллельном волокнам (рис. 18). Вязкость разрушения при отрыве может зависеть от поперечной прочности волокна, от прочности поверхности раздела или от свойств матрицы. Так, при испытании на растяжение композита борсик — алюминий Крайдер и др. [21] обнаружили расщепление волокон. Чаще, однако, разрушение происходит по поверхности раздела или по матрице. Оба эти случая исследовал Герберих [12]. [c.289]

Одним из способов достижения высокой вязкости разрушения сплавов на основе железа, предназначенных для криогенной техники, является снижение концентрации охрунчивающих примесей (углерода, кислорода и азота) путем введения химически активных (поглощаюших) элементов, которые будут связывать указанные примеси. Были опробованы добавки одиннадцати активных металлов в системе Fe—I2Ni, включая А1, Hf, La, мишметалл, Nb, Si, Та, Ti, V, Y и Zr. Предварительные исследования [2] показали, что AI, Nb, Ti и V наиболее эффективно повышают вязкость разрушения. Для наиболее подробного исследования в качестве оптимального варианта химически активного элемента был выбран алюминий. Задачами исследования были оптимизация содержания никеля и алюминия, изучение влияния примесей, механизмов упрочнения и свариваемости. [c.251]

Сплавы были изготовлены методом дуговой плавки в лабораторных условиях в виде слитков массой 1 кг, которые прокатывали вгорячую до толщины 7 мм. Прокатку вели, как правило, при 1383 К, но для исследования влияния термомеханической обработки на вязкость разрушения и прочность проводили прокатку также при 923 и 298 К. С целью определения оптимального содержания алюминия [c.251]

Оптимизация содержания алюминия. Первоначально усилия были направлены на повышение вязкости разрушения сплава Fe—12Ni путем добавления химически активных металлов. Результаты проведенных исследований показали [2], что наиболее эффективной добавкой для повышения вязкости разрушения и прочности является алюминий. Влияние добавки алюминия на вязкость разрушения сплава Fe—12Ni при низких температурах показано на рис. 1. Три кривые, представленные на этом рисунке, характеризуют материал, отожженный в течение 2 ч при температурах 823 К (в однофазной а-области), 958 К (в двухфазной а-Ь у-области) и 1093 К (в однофазной 7-области). Максимальную вязкость разрушения достигали при концентрации алюминия, равной 0,5% (ат.), при двух более высоких температурах отжига и при содержании алюминия в пределах 0,5—1 % (ат.) и температуре отжига 823 К. Повышение вязкости разрушения связывают с удалением примесей, являющихся элементами внедрения, и с измельчением размера зерна на 50%. Из-за резкого снижения вязкости в сплаве Fe—12Ni—lAl, отожженном при 958 и 1093 К (см. рис. 1), для дальнейшего исследования было выбрано оптимальное содержание алюминия, равное 0,5 % (ат.). [c.252]

Рис. 1. Влияние содержания алюминия на вязкость разрушения при 77 К сплавов Fe—12Ni—А1, отожженных при температурах

Рис. 6. Влияние добавок алюминия и меди на вязкость разрушения и предел текучести сплава Fe—12Ni, отожжениого при 723 К и испытанного при 77 К

Fe—12Ni—0.5AI при 77 К. Это достигнуто путем оптимизации содержания никеля и алюминия с целью обеспечения высокой вязкости разрушения, при этом максимальное значение вязкости разрушения составило 310 МПа-м / . Такое высокое значение имеет сплав, содержащий 0,01 % С, состаренный при 823 К для образования микроструктуры, состоящей в основном из мартенсита и феррита. Высокая вязкость разрушения обеспечивается именно при такой микроструктуре, в которой полностью отсутствует аусте- [c.258]

Аустенит снижает вязкость разрушения, что показано на сплавах с повышенным содержанием никеля, имеющих остаточный аустенит. Результаты исследования показали, что вязкость разрушения сильно снижается в сплавах, в которых основной вредной примесью является кислород. Основная роль химически активного металла — алюминия— состоит в удалении таких примесей путем связывания их в соединения. Кроме того, добавка алюминия измельчает размер зерна, что способствует повышению прочности и вязкости разрушения. Сплав Fe—12Ni—0,5А1, сваренный дуговой сваркой вольфрамовым электродом в среде защитного газа с последующей термообработкой после сварки, имеет вязкость разрушения в зонах шва и термиче- [c.258]

Кремний образует фазы Mg Si и W (AKMg5 u43i4), которые растворяются в алюминии и при последующем старении упрочняют сплав. Однако упрочнение от Mg Si и W-фаз невелико, поэтому примесь кремния, уменьшая количество основных упроч-н.чющих фаз S и 0, способствует снижению прочности. При одновременном присутствии Fe и SI образуются химические соединения, не содержащие основных легирующих элементов (Си и Mg), Железо и кремний, образуя грубые нерастворимые интерметаллические фазы, снижают трещиностойкость Aie. т. е. облег чают распространение трещин при действии растягивающих напряжений. По ГОСТ 4784—74 допускается содержание до 0,5 % Геи 0,5 % Si. Снижение содержания Fe и Si до 0,1—0,3 % и меньше значительно повышает вязкость разрушения Aie. не изменяя величины в и Оо,2. Сплав Д16ч (чистый) имеет Аы = 40,6, а обычный Д16 — Ale == 34,5 (после закалки и старения), [c.392]

Ла), энергия распространения трещины представляет собой только энергию, необходимую для образования новых свободных поверхностей, и составляет лишь О Дж/м . Однако в случае, когда происходит релаксация напряжений за счет пластической дефор-матии в вершине треш.ины, необходима некоторая избыточная энергия, которая затрачивалась бы на эту пластическую деформацию. С учетом этого можно сказать, что при разрушении аморфных металлов протекает значительная пластическая деформация. Например, энергия разрыва в аморфных сплавах на порядок больше, чем кристаллического железа или алюминия. Уже только этот факт поразителен сам по себе. Других материалов, кроме аморфных сплавов, которые, обладая высокой прочностью, имели бы столь высокую вязкость разрушения, пока не найдено. [c.236]

Допускаемые величины расчетных напряжений в нижней растянутой поверхности крыла равны примерно пределу текучести материала обшивки. В соответствии с этим положением уровни расчетных напряжений ор в крыльях из сплавов алюминия, титана и стали будут составл ггь примерно 370, 950, 1300 МПа соответственно. Требуемые величины вязкости разрушения для рассмотренных материалов [c.429]

В отличие от сплавов типа дуралюмин основные сплавы АК4 и АК4-1 содержат примерно в два раза меньше меди, но дополнительно легированы железом и никелем в соотношении 1 1 (в % по массе). Железо и никель образуют с алюминием нерастворимое тройное соединение FeNiAlg, которое обеспечивает улучшение механических свойств при повышенных температурах (150-175 °С) и жаропрочность сплавов. Вместе с тем железо и никель снижают пластичность и вязкость разрушения (5, КСТ, Kj ) вследствие значительной гетерогенизации структуры за счет присутствия нерастворимой фазы FeNiAb (см. рис. 16.5). [c.664]

Алюминий и его сплавы, не имея порога хладноломкости, остаются вязкими при -253... - 269 °С. При охлаждении Ств у них повышается на 35-60 %, — на 15 - 25 %, а ударная вязкость монотонно уменьшается до 0,2 - 0,5МДж/м (см. рис. 15.16). Вязкость разрушения Ki практически не уменьшается, а значит, алюминиевые сплавы при охлаждении менее чувствительны к надрезам, чем при 25 °С. Из-за большого теплового расширения (значительной теплопроводности) алюминия при жестком закреплении элементов конструкций в них неизбежны значительные термические напряжения. Для их уменьшения применяют компенсаторы деформации или отдельные части конструкции (например, горловины криостатов) изготовляют из материалов с меньшей теплопроводностью, например из аустенитных сталей или пластмасс. [c.516]

Характер влияния умеренного легирования конструкционных сталей на Ki остается в значительной мере подобным влиянию на порог хладноломкости. Присутствие в малых количествах в сталях хрома, ванадия, ниобия, титана и тантала обеспечивает измельчение зерна вследствие карбидо(нитридо)образующей способности названных элементов, что в свою очередь способствует увеличению /С/с- Никель и марганец в количествах до 1% также измельчают зерно. Раскисление сталей алюминием сказывается благоприятно на К/с также вследствие измельчения зерна. Оказалось, что легирующие элементы, упрочняющие твердые растворы, снижают вязкость разрушения сталей. Легирование, ведущее к образованию в сталях дисперсных фаз, затрудняя пластическое течение, ведет к уменьшению Ki - Это нашло подтвер- [c.336]

В работе [261] приведены данные Рандолла о вязкости разрушения сплава Т1—6А1—4У двух плавок. Первая плавка содержала несколько больше алюминия и ванадия, чем вторая, и значительно больше кислорода (0,195% в первой и 0,09% во второй). Поэтому первая плавка была прочнее второй. После закалки первого и второго сплава с температур примерно 970 и 955° С и четырехчасового старения при 495 и 540° С соответственно их свойства составляли предел прочности Ств=122 и 113,5 кгс/мм , предел текучести сто.2=И2 и 108 кгс/мм . [c.256]

А12О3, которые выделяются на дефектыах (раковины, трещины) и границах зерен и повышают порог хладноломкости, понижают предел выносливости, сопротивление хрупкому разрушению, вязкость разрушения. Азот существенно уменьшает пластичность стали, в том числе стали, содержащей алюминий. Увеличение концентрации А1 приводит к красноломкости стали вследствие образования нитрида алюминия, выделяющегося на межзеренных границах. Снижение концентрации до 0,002 мае. % восстанавливает пластичность стали, содержащей А1. [c.205]

В стали алюминий усиливает склонность к образованию черного излома. В углеродистой или молибденовой стали уже вследствие сильного раскисления стали алюминием значительно усиливается склонность к графитообразопанин) при длительном нагреве в районе температур 450—650° С. Процесс графитообразования можно предотвратить, присаживая хром в количестве 0,5% (или более), а также вводя сильные карбидообразующие элементы, такие, как титан, ванадий, ниобий. Измельчает зерно и уменьшает восприимчивость стали к старению понижает чувствительность стали к хрупкому разрушению, повышает ударную вязкость при низких температурах Повышает температуру мартенситного превращения [c.21]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...