ПОИСК Статьи Рисунки Таблицы Металлургические факторы и состав сплавов из "Достижения науки о коррозии и технология защиты от нее. Коррозионное растрескивание металлов" Деформируемые, нагартованные (упрочненные деформацией) системы А1 — Mg находят широкое применение, поскольку наряду с достаточно высоким сопротивлением коррозии они хорошо формуются, свариваются и относятся к сплавам средней прочности. Сплавы, входящие по составу в систему А1—Mg, приведены в табл. 1, области применения, обычные для этих сплавов,— в табл. 2, механические характеристики, характеристики разрушения и коррозионные свойства — в табл. 4. [c.222] Алюминий может содержать более 7% магния в твердом растворе. На рис. 77 показана однородная область существования фазы а на диаграмме состояния системы А1—Mg. Несмотря на то что растворимость магния в алюминии достаточно высока, на сплавах системы А1—Mg до 9% Mg не наблюдается ощутимого эффекта упрочнения за счет распада твердого раствора в процессе старения при температуре ниже линии растворимости. [c.222] В то же время значительное упрочнение в сплавах этой системы может быть достигнуто путем деформации, например при холодной прокатке. [c.222] Слитки промышленных сплавов гомогенизируются в однородной области (см. рис. 77) существования фазы а. Быстрое охлаждение из области существования фазы а приводит к фиксации пересыщенного твердого раствора. При этом можно ожидать, что существенное упрочнение при распаде твердого раствора должно быть возможным. Однако этого не наблюдается для состава обычных промышленных сплавов системы Л1 — Mg. Низкое упрочнение во время распада твердого раствора объясняется тем, что при этом отсутствуют зоны ГП. Во время отжига или при нагревах в двухфазной области пересыщенный твердый раствор распадается и происходит выделение переходной (промежуточной) фазы р (на плоскостях 100 и 120 ) и равновесной фазы p(Mg5Al8) [97, 98]. Обычно эти выделения зарождаются гетерогенно по границам зерен и на дислокациях, поэтому они не распределены достаточно равномерно и тонко, чтобы давать значительный упрочняющий эффект. [c.223] Процесс распада медленно происходит при комнатной температуре. Он ускоряется при деформации (холодной обработкой) в результате выдержки при повышенных температурах и при более высоком содержании магния в сплаве. Каждый из этих факторов играет важную роль в определении чувствительности к КР сплавов системы А1 — М (рис. 78—81). [c.223] Если то, что непрерывная пленка выделений по границам зерен вызывает чувствительность к КР на сплавах серии 5000, является закономерностью, значит, имеются два предположительных метода получения структуры с высоким сопротивлением КР. Первый метод заключается в получении и сохранении границ зерен свободными от выделений. Даже для сплавов, содержащих 7 % Mg, это может быть достигнуто путем охлал дения на воздухе после обычных нагревов до значений, при которых происходит отжиг. Как видно на рис. 82, чистыми от выделений границы остаются даже на сплаве, содерх ащем 8 % М . [c.224] НИЯ сетка непрерывных выделений по границам зерен может образовываться при очень медленном распаде при комнатной температуре. Как показано на рис. 77 и 78, температура в пределах от 38 до 177°С ускоряет образование таких сеток и таким образом способствует появлению чувствительности к КР этих сплавов. [c.225] Влияние нагревов на сопротивление КР образцов под напряжением сплавов системы А1—М —Мп в виде листов толщиной 1,6 мм при испытаниях в растворе 3,5% ЫаС при переменном погружении. Образцы из листов в отожженном состоянии (М) пластически деформировались при комнатной температуре, затем подвергались нагреву при температуре 93 С, Только сплав, содержащий пониженное количество магния, (5454), имел высокое сопротивление к КР после длительных нагревов при 93 С [51] обозначения те же, что на рис. 79. [c.226] В дополнение к металлографическому методу исследования недавно были разработаны ускоренные испытания для определения чувствительности к расслаивающей коррозии сплавов серии 5000 [105—107]. Один из методов классифицируется как испытание в морской соли, подкисленной уксусной кислотой. Метод заключается в выдержке образцов в солевом тумане в течение 1 нед при 49 °С. Испытания включают цикл непрерывного обрызгивания в течение 30 мин с последующим 90-мин циклом без разбрызгивания. Этот метод, принятый в настоящее время вооруженными силами США, рекомендуется Алюминиевой ассоциацией как метод для определения сопротивления расслаивающей коррозии сплавов системы А1 — Mg, предназначенных для изготовления конструкций корпусов лодок и кораблей [106, 106а]. [c.229] Другой ускоренный метод испытаний на расслаивающую и межкристаллитную коррозию включает полное погружение сплава на 24 ч в раствор 1 М хлорида аммония, 0,25 М нитрата аммония, 0,01 М виннокислого аммония и 3 г/л пероксид водорода при 66 °С [107]. Эти испытания, которые классифицируются как метод погружения (ASSET), иногда считаются проще в исполнении, чем испытания SWAAT, и требуют значительно более короткого периода выдержки. Материалы, показывающие расслаивающую или межкристаллитную коррозию в любом из этих испытаний, считаются неприемлемыми для использования в конструкциях корпусов лодок или кораблей [106, 107]. [c.229] Добавки марганца и хрома к сплавам, содержащим 6 и 7 %/ Mg, увеличивают их сопротивление КР [108]. Полного объяснения такому поведению еще не найдено, однако известно, что марганец способствует увеличению выделений в сплавах А — Mg [109], а марганец с хромом препятствует образованию структуры с равноосным зерном и способствуют образованию удлиненных зерен [51]. Добавки марганца дают положительный эффект в том смысле, что позволяют достичь необходимой прочности при меньшем содержании магния [102], уменьшая таким образом угрозу разрушения от КР. [c.229] Для более полной характеристики сплава Х5090 требуются данные по другим параметрам. К ним относятся механические свойства и вязкость разрушения при низких температурах, коррозионные свойства в промышленной атмосфере, коррозионные свойства при различных периодах выдержки в условиях повышенной температуры для имитации условий службы или нагревов, связанных с монтажными работами, характеристики скорости роста усталостных трещин в различных средах и т. д. [c.231] Сплавы серии 6000 применяются в конструкциях, требующих материалы средней прочности с высоким сопротивлением общей коррозии и КР. Состав для некоторых серийных сплавов серии 6000 приведен в табл. 1. Наиболее типичные области применения даны в табл. 2. Термическая обработка этих сплавов приведена в табл. 3. Вязкость разрушения, механические и коррозионные свойства показаны в табл. 4, 5. [c.231] Избыток кремния приводит к небольшому уменьшению сопротивления КР, однако сопротивление при этом остается относительно высоким [51]. Добавки марганца и хрома к сплавам серии 6000 регулируют размер зерна и увеличивают как прочность, так и пластичность [115]. Сплавы, имеющие добавки хрома и марганца, имеют минимальную чувствительность к межкристаллитной коррозии в растворах типа соль — кислота и соль — пероксид водорода, особенно в присутствии небольших количеств примесного элемента железа [115]. Медь также способствует повышению прочности сплава, однако при содержании 0,5 % Си сопротивление сплава к коррозии понижается [116]. Хотя сплавы системы А1 — Мд — 51 имеют высокое сопротивление общей коррозии и КР [51, 115], определенные отклонения от стандартной термической обработки могут сделать эти сплавы чувствительными к КР в состоянии естественного старения Т4. Это имеет место, когда температура под закалку слишком высока, а скорость закалки невысокая [51, 117]. Даже в этих условиях КР на поперечных образцах сплава 6061-Т4 происходило только на высоконапряженных пластически деформированных образцах и отсутствовало при испытании образцов на растяжение, напряженных на 75 % ог предела текучести. Искусственное старение закаленного с низкой скоростью сплава 6061-Т4 до состояния Тб устраняло тенденцик к КР [51]. [c.233] Превосходное сопротивление КР сплава 6061-Тб даже в высотном направлении было подтверждено испытаниями на образцах типа ДКВ [44, 45] (см. табл. 8). Даже в том случае, когда коэффициент интенсивности напряжений в вершине трещины близок к К1с, не происходит субкритического роста трещины ни на воздухе, ни в воде, ни в солевом растворе при полном или переменном погружении. Более того, сопротивление сплава 6061-Тб охрупчиванию жидкой ртутью было высоким по сравнению с другими алюминиевыми сплавами (см. табл. 7). [c.233] Известно, что сплавы системы А1 — M.g — 81 могут быть чувствительны к межкристаллитной коррозии, даже когда они не чувствительны к КР [51, 56—58]. Такое коррозионное поведение наблюдается на сплаве 6061-Тб при испытаниях на образцах ДКБ ориентации ВД, нагруженных почти до уровня Кгс, в среде, где развивалась значительная межкристаллитная коррозия. После испытаний образец механически доламывали. Это позволило наблюдать, что глубина межкристаллитной коррозии в области очень высоких напряжений была той же, что и на частях образца, где напряжения отсутствовали [44, 45]. Таким образом, существующие объяснения межкристаллитной коррозии этих сплавов [51], основанные на предположении, что выделяющиеся ио границам зерен частицы Mg2Si [118] или выделения элементарного кремния работают как локальные гальванические ячейки, не подходят для объяснения КР. Никакая из этих моделей не может быть использована для объяснения того факта, что высотные образцы из катаной плиты или поперечные образцы из прутков сплавов с избытком кремния (6070-Тб и 6066-Т6) чувствительны к КР, тогда как образцы сплава 6061-Т6 не разрушаются от КР-Образование локальных ячеек в результате выделений по границам зерен кремния, однако, может объяснить увеличение чувствительности к межкристаллитной коррозии сплавов с избытком кремния [51]. [c.234] Вернуться к основной статье