Введение

Композиционные материалы с металлической матрицей, в которые в качестве упрочнения добавляют высокопрочную керамическую фазу, являются альтернативой конструкционным сплавам [1–4]. В настоящее время металлические композиционные материалы (МКМ) на основе алюминиевой матрицы рассматриваются как наиболее перспективные для применения в подверженных износу конструкциях, испытывающих повышенные физико-механические нагрузки. Такие МКМ изготавливают несколькими методами ‒ литьем с перемешиванием или под давлением, а также порошковой металлургией [5–7].

В свою очередь МКМ с алюминиевой матрицей находят широкое применение в авиационной и автомобильной промышленности для изготовления различных деталей, таких как поршни двигателей, тормозные барабаны, электронные корпуса и т. д. Несмотря на то что специалистами проведены исследования на определение сопротивления усталости МКМ, процесс роста усталостных трещин до сих пор полностью не изучен, поскольку характер их роста в МКМ, наполненных частицами, в значительной степени зависит от множества факторов: объемной доли армирующих частиц и их размера, микроструктуры матрицы, наличия включений и условий испытаний [8–13]. Размер частиц является доминирующим фактором, наиболее значимо влияющим на характер развития и скорость роста трещины усталости (СРТУ). По мнению ряда исследователей, для исследования компонентов из МКМ в процессе проектирования изделий с последующим анализом их надежности изначально требуется понимание особенностей развития усталостных трещин в этих материалах.

Принципы создания новых функционально-градиентных материалов, основанные на разработанной в 1980-х гг. концепции создания термобарьерных материалов, позволили изготавливать такие материалы, которые имеют большое значение при применении изнашиваемых деталей в конструкциях [14–21].

Таким образом, цель работы ‒ обзор научно-технических источников в области исследований по распространению трещин в МКМ системы Al–SiCпри циклических нагрузках. Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Особенности распространения трещин в композиционных материалах

системы Al–SiCпри циклических нагрузках

В некоторых зарубежных источниках рассматриваются результаты исследований, связанных с развитием роста усталостной трещины и ее поведением в МКМ.

В статье [9] проведены исследования по определению сопротивления росту усталостной трещины в МКМ и показано, что увеличение объемного содержания и размера частиц SiC в МКМ существенно влияет на механические свойства такого материала. В таблице представлены значения механических свойств, полученные при статистических нагрузках, для алюминиевого сплава и МКМ.

Видно, что при увеличении объемного содержания частиц SiC повышаются предел текучести и модуль упругости при одновременном снижении пластичности. Кроме того, для МКМ с одинаковым объемным содержанием частиц наполнителя (25 % (объемн.) SiC), но разных фракций (3 и 20 мкм) происходит снижение предела текучести в материале, при этом увеличивается его пластичность.

Механические свойства алюминиевого сплава и металлических композиционных материалов (МКМ) с различным содержанием частиц SiC [9]

По результатам испытаний на СРТУ установлено, что армирование матрицы МКМ частицами SiC оказывает влияние на участки кинетической диаграммы усталостного разрушения преимущественно на первой (припороговой) и второй (Пэриса) стадиях, увеличивая характеристику размаха порогового коэффициента интенсивности напряжений (ΔK_th; на графиках обозначена как ∆K_th = ΔK при dl/dN → 0) и снижая СРТУ (рис. 1, а). Для третьей стадии ускоренного разрушения наблюдается повышение СРТУ по сравнению со значением для исходного алюминиевого сплава. Обнаружено, что механизм влияния на величину ∆K_th обусловлен микроструктурными особенностями развития усталостной трещины в заданных условиях нагружения. Взаимодействие трещины с упрочняющей частицей, которая является препятствием для ее развития, возможно по двум механизмам: путем среза частицы и прорастания трещины вдоль направления скола или путем обхода трещиной частицы по более длинному пути. Поскольку межфазная связь алюминиевого сплава и частиц SiC является достаточно прочной, а разрушение частиц минимальное (особенно в МКМ с мелкими частицами), то усталостная трещина растет преимущественно в обход упрочняющих частиц. Кроме того, наличие скоплений и острых углов частиц приводит к возникновению зон локальной концентрации напряжений, которые обеспечивают условия для ветвления трещины и увеличения траектории разрушения [9].

Рис. 1. Влияние объемной доли (а) и размера частиц SiC (б) на кинетическую диаграмму усталостного разрушения металлического композиционного материала на основе алюминиевого сплава марки 2124 с 25 % (объемн.) частиц SiC (где dl/dN ‒ скорость роста трещины усталости; l ‒ полудлина трещины; N ‒ число циклов; ΔK – размах коэффициента интенсивности напряжений) [9]

Металлический композиционный материал с размером частиц 20 мкм имеет более высокий уровень порогового коэффициента интенсивности напряжений, чем МКМ с размером частиц 3 мкм, поэтому ветвление трещины будет больше в МКМ с размером частиц 20 мкм. Видно (рис. 1, б), что МКМ на основе алюминиевого сплава марки 2124 + 25 % (объемн.) SiC с размером частиц 3 мкм обладает более высоким значением СРТУ и более низким значением размаха порогового коэффициента интенсивности напряжений, чем МКМ на основе этого сплава с размером частиц 20 мкм [9].

В работе [10] исследована кинетика развития трещин при доминировании механизмов экранирования трещин. С помощью метода порошковой металлургии получали МКМ с добавлением нитевидных кристаллов SiC в алюминиевую матрицу.

По результатам фрактографических исследований показано, что связь частиц SiC с алюминиевой матрицей в МКМ достаточно прочная (рис. 2), чтобы препятствовать межфазному растрескиванию и значительному вытягиванию усов в виде нитевидных кристаллов (рис. 3). Кроме того, не выявлено никаких признаков взаимодействия на границе раздела и другой деградации границы раздела при термомеханической обработке МКМ.

Рис. 2. Вид трещины в металлическом композиционном материале (МКМ) с армированием частицами SiC (а); б ‒ структура МКМ, в которой алюминий остался на поверхности частицы после роста трещины вблизи границы раздела [10]

Следует отметить, что распределение частиц в матрице способствует изгибу и распространению трещины. Создаваемые концентраторы напряжений, такие как углы частиц (усов нитевидных кристаллов) и скопления частиц приводят к росту трещины по извилистому пути (рис. 3, а). В МКМ, армированном усами нитевидных кристаллов, можно также увидеть структуру с признаками минимального вытягивания усов в разрушенном МКМ (рис. 3, б) [10].

Рис. 3. Структура извилистой трещины в металлическом композиционном материале (МКМ) на основе алюминиевого сплава марки 2124, армированного нитевидными кристаллами SiC (a); структура поверхности усталости МКМ системы 2124‒15 % (объемн.) SiC, на которой наблюдаются концы усов и вытягивающиеся пустоты (б) [10]

Таким образом, считается, что росту трещины в этих МКМ препятствуют несколько механизмов экранирования вершины трещины, а именно ‒ перекрытие трещины из-за неровности поверхности и ее отклонение из-за ограниченного вытягивания нитевидных кристаллов SiC.

В работе [11] приведены исследования по развитию СРТУ и показано, что для МКМ с размером частиц карбида кремния 4,5 мкм она наименьшая по сравнению с СРТУ для исходного алюминиевого сплава системы Al–7Si–Mg, а также для МКМ на основе данного алюминиевого сплава с частицами SiC размером 20 мкм (рис. 4). При этом размах коэффициента ∆K_th для МКМ с размером частиц 4,5 мкм равен 3,878 , что больше на ~10 %, чем для МКМ с частицами SiC размером 20 мкм и алюминиевого сплава системы Al–7Si–Mg. Сравнивая кинетические диаграммы усталостного разрушения для МКМ, содержащего частицы SiC размером 4,5 мкм, с аналогичными диаграммами для МКМ с размером частиц карбида кремния 20 мкм (рис. 4), можно констатировать, что увеличение размера частиц по-разному влияет на СРТУ при низких и высоких значениях размаха коэффициента ∆K. Для низких околопороговых значений ∆K(∆K = ∆K_th) низкая скорость связана с действием механизма закрытия трещины, обусловленного высокой шероховатостью поверхности, образованной трещиной. Для высоких значений размаха коэффициента ∆K характерно более высокое значение СРТУ, что обусловлено хрупким разрушением упрочняющих частиц [11].

Рис. 4. Зависимость скорости роста трещины усталости от размаха коэффициента интенсивности напряжений в сплаве системы Al‒7Si–Mg, армированного частицами SiC размером 4,5 и 20 мкм [11]

Например, видно, что в сплаве системы Al–7Si–Mg траектория усталостных трещин отклоняется от изначальной при взаимодействии с частицами SiС размером 4,5 мкм, для которых также характерно их микрорастрескивание от взаимодействия с трещиной, ‒ наблюдается большое количество микротрещин внутри частиц SiC (рис. 5, а). При этом микротрещины в частицах SiC остаются открытыми после прохождения трещины усталости и снятия локальной нагрузки от внешней силы.

В работе [12] наблюдают дискретный рост усталостной трещины для материалов с алюминиевой матрицей, которая упрочнена градиентно распределенной по объему упрочняющей фазой SiC (рис. 6). Когда усталостная трещина распространяется от одного слоя к другому, наблюдается уменьшение наклона кривой. Это означает, что в переходной области между двумя слоями происходит замедление роста усталостной трещины. Видно, что рост усталостной трещины происходит от одного слоя к другому и распространяется от слоя с меньшим объемным содержанием частиц SiC к слою с бо́льшим объемным содержанием частиц SiC в МКМ. Таким образом, в работе [12] сделан вывод, что причиной такого направленного роста усталостной трещины является слой с бо́льшим количеством частиц SiC, который имеет более высокое сопротивление росту усталостной трещины.

Рис. 5. Развитие усталостной трещины на полированной поверхности металлического композиционного материала с размером частиц карбида кремния 4,5 мкм, испытанного при R = 0,1 для околопорогового ∆K = ∆K_th = 3,878 МПа √м (а) и

∆K = 7,0 МПа √м (б) (стрелка указывает направление роста усталостной трещины) [11]

Рис. 6. Зависимости длины усталостной трещины от количества циклов (а) и скорости роста трещины усталости от размаха коэффициента интенсивности напряжений (б) для металлического композиционного материала системы Al–SiC с содержанием SiC, % (объемн.): 5‒10 (A); 10‒15 (Б); 15‒20 (В) и 20‒25 (Г) [12]

Наблюдаемые в переходных зонах между двумя слоями (от 20 до 25 % (объемн.) SiC) в МКМ системы Al–SiC (рис. 7) изгиб и ветвление усталостной трещины приводят к локальному снижению коэффициента интенсивности напряжений. После ветвления трещина распространяется по одной из разветвленных трещин с отклонением от своего первоначального направления (распространения). Наблюдая разрушение таких градиентных материалов, можно указать на два вида возможных отклонений трещины от первоначальной траектории: изгиб трещины в переходной зоне между двумя слоями, а также периодический изгиб трещины между частицами SiC.

Рис. 7. Траектория усталостной трещины в металлическом композиционном материале системы Al–SiC с отклонением и разветвлением трещины (показано стрелкой) в переходной области содержаний от 20 до 25 % (объемн.) SiC [12]

В работе [13] представлены исследования роста усталостной трещины для алюминиевого сплава марки 2124 и МКМ на его основе, наполненного 10 % (объемн.) SiC. Результаты исследований показали, что в алюминиевом сплаве, армированном частицами SiC, значение СРТУ при ∆K = 7 МПа√м составило 7,5·10^‒6 мм/цикл, в неармированном: 1,5·10^‒5 мм/цикл. Выделены основные механизмы разрушения, которые повышают устойчивость такого материала к развитию трещины:

‒ отклонение траектории трещины при взаимодействии с упрочняющей фазой;

‒ перекрытие трещины армирующей частицей, приводящее к ее временному торможению;

‒ неполное закрытие устья трещины при разгрузке в цикле усталостных испытаний.

На рис. 8 и 9 представлены изгибы трещин в МКМ.

Рис. 8. Траектории усталостных трещин (∆K = 7 ) в сплаве марки 2124 (а) и металлическом композиционном материале системы 2124 + 10 % (объемн.) SiC (б) (верхние стрелки указывают направление распространения усталостной трещины) [13]

На рис. 9 видно, что вторичные или разветвленные трещины образуются в МКМ под углом к основной трещине. С использованием аналитической модели Суреша (Suresh) определен уровень снижения локального коэффициента интенсивности напряжений при отклонении траектории трещины.

Рис. 9. Микроструктура трещины в металлическом композиционном материале системы 2124‒10 % (объемн.) SiC. Стрелка показывает извилистую траекторию и разветвление трещины (верхняя стрелка указывает направление распространения трещины) [13]

В работе [14] представлены результаты исследований СРТУ в образцах из алюминиевого сплава марки 2024 и МКМ на его основе, армированного частицами SiC трех различных размеров: 5, 20 и 60 мкм. На рис. 10 видно, что МКМ с прочностью 130 МПа и размером частиц 5, 20 и 60 мкм показали более низкую СРТУ при более низких значениях максимального коэффициента интенсивности напряжений (K_max), чем у неармированного алюминиевого сплава марки 2024. Однако при повышении значений K_max разница в скоростях не столь очевидна (рис. 10). Тем не менее представленные данные по МКМ с размером частиц 60 мкм свидетельствуют о наихудшем сопротивлении росту трещины усталости. Такая низкая устойчивость объясняется высокой вероятностью зарождения трещины усталости на границе матрицы и упрочняющей частицы, а также более высокой вероятностью отслоения частицы от матрицы (нарушения связи) из-за наименьших расстояний между частицами и их формой. Первое условие из указанных может приводить к появлению дополнительных трещин в зоне основной магистральной трещины, последующее слияние с которой приводит к значительному увеличению СРТУ.

Рис. 10. Зависимость между скоростью роста трещины усталости и максимальным коэффициентом интенсивности напряжений в алюминиевом сплаве марки 2024 и металлическом композиционном материале системы Al–SiC на его основе, армированном частицами SiC различной фракции [14]

В МКМ с размером частиц карбида кремния 5 мкм (рис. 11, а), за счет малых размеров частиц и расстояния между ними, трещины растут по плавной траектории, а при размере частиц 20 и 60 мкм (рис. 11, б, в) мелкие трещины появляются по границе раздела между частицами и матрицей. Траектории трещин в последнем случае гораздо более извилистые по сравнению с МКМ с размером частиц карбида кремния 5 мкм из-за большого расстояния между частицами. Для всех вариантов наблюдается значительное снижение СРТУ, когда вершина трещины приближается к упрочняющей частице, как показано на рис. 12.

Рис. 11. Траектории роста трещин на поверхности металлического композиционного материала системы Al‒SiC с размером частиц карбида кремния 5 (а), 20 (б) и 60 мкм (в) [14]

Рис. 12. Оценка скорости роста трещины усталости на поверхности металлического композиционного материала при приближении трещины к упрочняющей частице (σ = 130 МПа). Структура с трещиной (а) соответствует стрелке на диаграмме (б) [14]

В работе [15] обращено внимание на влияние объемной доли частиц SiC в МКМ системы Al–SiC, содержащего 6 % (объемн.) частиц SiC. Усталостная трещина в этом случае распространяется преимущественно в матрице. Небольшое значение объемной доли частиц незначительно влияет на размер пластической зоны в вершине трещины, но сильно ‒ на значение предела текучести. Однако с увеличением объемной доли частиц SiC возрастает вероятность встречи усталостной трещины с частицами SiC, при которой значение СРТУ уменьшается. С увеличением объемной доли частиц SiC с 6 до 15 % (объемн.) скорость распространения усталостной трещины в МКМ снижается. Распространение усталостной трещины по частице или вдоль границы раздела зависит от уровня напряжений в вершине трещины и прочности матрицы.

Влияние частиц SiC на СРТУ можно объяснить ростом трещины по криволинейной траектории, которая вызывает торможение трещины от неполного ее закрытия при разгрузке в цикле, обусловленного повышенной шероховатостью поверхности образованной трещины.

В работе [16]проведено моделирование роста усталостных трещин в МКМ на основе сплава 2024 с содержанием частиц карбида кремния 17 % (объемн.). Использована двухмерная микромеханическая модель композита в двух вариантах, когда траектория трещины перекрыта одной частицей или проходит между двумя частицами. Нагружение композита реализовано в условиях плоской деформации, когда вдоль заранее заданного пути роста трещины прикладывали заданный градиент напряжений, соответствующий заданному значению коэффициента интенсивности напряжений, и определяли микронапряжения в каждом структурном элементе в двух вариантах.

Для варианта, когда армирующая частица находится на заданной траектории трещины, значение действующих в матрице напряжений уменьшается с уменьшением расстояния до армирующей частицы. Однако увеличение длины трещины приводит к уменьшению скорости роста распространяющейся трещины до тех пор, пока она окончательно не остановится. Для другого варианта (когда между двумя армирующими частицами существует заданный путь распространения усталостной трещины) напряжения в матрице увеличиваются, когда трещина распространяется между армирующими частицами, и резко уменьшаются до номинальных значений, когда вершина трещины не находится непосредственно между этими армирующими частицами [16].

Заключения

Проведенный анализ научно-технической литературы показал особенности и закономерности распространения трещины в условиях действия циклических нагрузок в композиционных материалах на основе алюминиевого сплава, армированного частицами SiC.

Показаны также закономерности распространения трещин в композиционных материалах, связанные с влиянием таких факторов, как размер частиц и объемная доля SiC, которые требуют особого внимания при их изучении.