Mechanische Eigenschappen van aluminium Deel 4

Vermoeiing

Het is bekend dat, in tegenstelling tot staal, de toename die wordt bereikt in de treksterkte van de meeste non-ferrolegeringen niet gepaard gaat met evenredige verbetering van de vermoeiingseigenschappen. Dit verschijnsel wordt geïllustreerd door afbeelding 13, waarop het verband is te zien tussen de vermoeiingssterktegrens (5 x 108 wisselingen) en de treksterkte voor verschillende legeringen.

Afb. 13 Vermoeiingsratio’s voor aluminiumlegeringen en andere materialen [9].


Er moet worden opgemerkt dat de zogenaamde vermoeiingsratio’s het laagst zijn voor verouderingsgeharde aluminiumlegeringen en dat als algemene regel geldt dat hoe meer een legering voor zijn treksterkte afhankelijk is van precipitatieharding, des te lager deze ratio wordt. Gedetailleerde studies van het proces van vermoeiing in metalen en legeringen laten zien dat de initiatie van scheuren gewoonlijk plaatsvindt aan het oppervlak. Daar krijgt de spanning een plaatselijk karakter vanwege de aanwezigheid van reeds bestaande spanningsconcentraties zoals mechanische groeven of corrosieputten, grove afschuifbanden waarin zeer kleine
extrusies en intrusies kunnen ontstaan, of bij relatief zachte plekken zoals precipitatievrije gebieden in de nabijheid van korrelgrenzen.

De teleurstellende vermoeiingseigenschappen van verouderingsgeharde aluminiumlegeringen worden ook wel toegeschreven aan een bijkomende factor, te weten de metallurgische structuur bij wisselende belasting. Het lokaliseren van spanning is in het bijzonder schadelijk omdat de uitscheiding uit bepaalde afschuifbanden kan worden verwijderd, hetgeen een zachter worden van de plaats waar het zich bevond tot gevolg heeft, en hetgeen op zijn beurt weer leidt tot een verdere concentratie van de spanning, zodat het hele proces van scheuring wordt versneld. Er is geopperd dat verwijdering van het precipitaat zich voordoet bij hetzij oververoudering hetzij bij het heroplossen, waarvan wordt aangenomen dat er in de meeste gevallen sprake is van het laatste. Een suggestie is dat de deeltjes in de afschuifbanden worden doorsneden door bewegende dislocaties en heroplossen treedt op als ze kleiner worden dan de kritische afmeting voor thermodynamische stabiliteit.

Het vermoeiingsgedrag van verouderingsgeharde aluminiumlegeringen zou dan ook moeten verbeteren als vermoeiingsvervorming wat gelijkmatiger zou kunnen worden verdeeld. Factoren die de vorming van grove afschuifbanden kunnen voorkomen kunnen hierbij behulpzaam zijn. Er mag dan ook worden verwacht dat technischzuivere legeringen het beter doen dan equivalente hoog-zuivere samenstellingen, omdat de aanwezigheid van insluitsels en intermetallische verbindingen de afschuiving sterker spreiden. Dit effect is bevestigd voor een Al-Cu-Mg-legering en vermoeiingskrommen voor technisch-zuivere en hoog-zuivere samenstellingen zijn te zien op afbeelding 14. Hier is het superieure gedrag van de eerstgenoemde legeringen het gevolg van de aanwezigheid van submicroscopische uitscheidingen zoals MnAl6, waardoor de afschuiving gelijkmatiger wordt verdeeld. Thermomechanische processen waarbij plastische vervorming, gegeven voor of tijdens de verouderingsbehandeling, verhoogt de dislocatiedichtheid en ze blijken ook de vermoeiingsprestaties van bepaalde legeringen te verbeteren, hoewel dit effect deels het gevolg is van een stijging van de treksterkte eigenschappen die door dergelijke behandelingen wordt veroorzaakt (zie afbeelding 15).

Er moet echter worden opgemerkt dat deze veelbelovende resultaten zijn verkregen met gladde proefstukken en dit soort resultaten bleef uit bij hevig gekerfde proefstukken, zodat moet worden aangenomen dat de sterke spanningsconcentraties die het gevolg zijn van zulke kerven, de subtielere microstructuureffecten overstemmen. Legeringen die bij hogere temperaturen zijn verouderd, en dus betrekkelijk stabiele uitscheidingen geven, kunnen ook beter vermoeiingsgedrag vertonen en dit is ook waargenomen. Zo is het vermoeiingsgedrag van legeringen op basis van het Al- Cu-Mg-systeem in het algemeen beter dan dat voor Al-Zn-Mg-Cu-legeringen, hoewel dit effect ook weer grotelijks teniet wordt gedaan door de aanwezigheid van kerven. Het feit dat microstructuur een grotere invloed kan hebben op de vermoeiingseigenschappen van aluminiumlegeringen dan het niveau van de treksterkte-eigenschappen wordt gedemonstreerd door een Al-Mg legering die een kleine hoeveelheid zilver bevat. Het is bekend dat binaire Al-Mg-legeringen zoals Al-5Mg, waarin magnesium in vaste oplossing aanwezig is, een betrekkelijk hoog niveau van vermoeiingssterkte vertonen. Hetzelfde geldt voor een Al-5Mg-0,5Aglegering in de afgeschrikte toestand en afbeelding 16 toont dat de levensduurlimiet na 108 wisselingen ongeveer 87 MPa bedraagt, hetgeen ongeveer overeenkomt met de 0,2%-rekgrens.

Het resultaat wordt toegeschreven aan de wisselwerking van magnesiumatomen met dislocaties die de vorming van grove afschuifbanden tijdens vermoeiing tot een minimum beperkt. De zilverhoudende legering reageert op verouderingsharding bij verhoogde temperatuur door een fijn verdeeld precipitaat uit te scheiden en de 0,2%-rekgrens kan oplopen tot 200 MPa na veroudering gedurende een dag bij 175°C. De levensduurlimiet voor 108 wisselingen neemt echter af tot ongeveer 48 MPa vanwege het lokaliseren van de spanning op een beperkt aantal afschuifbanden. Voortgezette veroudering van de legering bij 175°C geeft alleen een wat zachter worden (0,2%-rekgrens 175 MPa na 70 dagen), hoewel grote deeltjes van een tweede precipitaat worden gevormd die de dislocaties, die worden gevormd door het cyclisch belasten, verspreiden. Daardoor worden de vermoeiingseigenschappen verbeterd en de levensduurlimiet voor 108 wisselingen wordt opgetrokken naar ongeveer 72 MPa (zie afbeelding 16). Deze deeltjes vervullen dezelfde rol als de submicroscopische deeltjes in de commerciële legering 2024 (zie afbeelding 14) maar zij zijn gevormd door een precipitatieproces. Ook dit wijst weer op de wenselijkheid van een duplex precipitaatstructuur. Fijne deeltjes voor een hoog niveau van de trekeigenschappen en grove deeltjes ter verbetering van de vermoeiingssterkte.



Afb. 14 Invloed van de reductie van de concentratie submicroscopische deeltjes in een Al-Cu-Mg-legering. X2024 is een hoogzuivere variant van de commerciële legering 2024 [10].
 

Afb. 15 Invloed van het thermomechanisch bewerken (TMP) op de ongekerfde vermoeiingseigenschappen van de commerciële Al-Zn-Mg-Cu-legering 7075. R = rekgrens (MPa), TS = treksterkte (MPa) [11].

Afb. 16 Vermoeiings-(S/N)krommen voor de legering Al-5Mg-0,5Ag in verschillende toestanden [12].
 

Scheurvormende spanningscorrosie

Scheurvormende spanningscorrosie (SSC) kan worden omschreven als een verschijnsel dat resulteert in brosse breuk in legeringen die normaal als taai kunnen worden bestempeld, als ze worden blootgesteld aan de gelijktijdige inwerking van trekspanningen in het oppervlak en een corrosief milieu, die elk voor zich geen schade kunnen toebrengen. Het niveau van de spanning die nodig is voor het ontstaan van een scheur en het voortlopen ervan kan veel lager liggen dan de rekgrens en het specifieke corrosieve milieu, bijvoorbeeld waterdamp, kan vrij mild zijn. SSC komt vaak voor in aluminiumkneedlegeringen met hoge sterkte en er is speciale aandacht geschonken aan de ontwikkeling van aangepaste samenstellingen en warmtebehandelingspraktijken als een middel om dit probleem zoveel mogelijk de kop in te drukken.

SSC in aluminiumlegeringen doet zich altijd voor langs korrelgrenzen en maximale gevoeligheid treedt op in de gerekristalliseerde toestand. Om deze reden worden samenstelling, bewerkingsprocedures en warmtebehandelingstemperaturen voor kneedlegeringen gewoonlijk zodanig aangepast om rekristallisatie te voorkomen. Er moet echter worden opgemerkt dat de weerstand van een bepaalde kneedlegering tegen SSC nu zal variëren afhankelijk van de richting van de belasting met betrekking tot de uitgerekte korrelstructuur. Maximale gevoeligheid treedt op als de belasting loodrecht staat op de korrelrichting, dat wil zeggen in de dwarsrichting van de werkstukken, omdat het scheurpad langs de korrelgrenzen zo duidelijk is gedefinieerd (zie afbeelding 17). Er is nogal wat moeite besteed om achter het mechanisme van SSC in aluminiumlegeringen te komen en er wordt betekenis toegekend aan de volgende microstructuurkenmerken:


1.Precipitatievrije zones naast de korrelgrenzen (zie afbeelding 18). In een corrosief medium wordt er aangenomen dat deze zones hetzij de korrelgrenzen anodisch zullen zijn ten opzichte van het centrum van de korrel. Bovendien is het waarschijnlijk dat de spanning zich concentreert in deze zones omdat ze betrekkelijk zacht zijn.
2.Aard van de uitscheiding in de matrix. Maximale gevoeligheid voor scheuring doet zich voor als er GP-zones aanwezig zijn. In deze toestand wordt vervorming geconcentreerd in discrete afschuifbanden die er net zo uitzien als die op afbeelding 19. Er wordt verondersteld dat er spanning wordt opgewekt op die plaatsen waar deze banden korrelgrenzen raken, hetgeen kan bijdragen tot interkristallijne scheuring onder spanningscorrosiecondities (zie afbeelding 6a).
3.Uitscheidingen van precipitaatdeeltjes in korrelgrenzen. In sommige verouderde aluminiumlegeringen kan worden aangetoond dat SSC sneller optreedt als de onderlinge afstand van de deeltjes in korrelgrenzen kleiner is.
4.Concentraties opgeloste stof in de buurt van korrelgrenzen. Er wordt gedacht dat verschillen in de niveaus van de opgeloste stof die optreden tijdens veroudering de plaatselijke elektrochemische potentiaal wijzigen. Er is verder waargenomen dat er zich in deze regionen een hoger magnesiumgehalte ontwikkelt. Dit resulteert in een naburige oxidelaag met een verhoogd MgO-gehalte dat op zijn beurt een minder effectieve barrière vormt tegen milieu-invloeden.
5.Waterstofverbrossing die kan optreden als gevolg van de snelle diffusie van waterstof langs korrelgrenzen.
6.Chemiesorptie voor het scheurfront uit van die atoomsoorten die de cohesieve sterkte van de atoombindingen in dit gebied kunnen verlagen. Recent experimenteel werk heeft aangetoond dat spanningscorrosiescheuren op korrelgrenzen bros en sprongsgewijs verlopen. Er is duidelijk bewijs dat daar waterstof diffundeert, zelfs in afwezigheid van spanning (zie afbeelding 20). Het lijkt er dus op dat de aanwezigheid van waterstof een vitale rol speelt bij SSC als gevolg van een of van beide mechanismen 5 en 6. Het totale SSC-proces is echter complex en het lijkt waarschijnlijk dat een of meer van de andere microstructuurfactoren er eveneens bij betrokken zijn. Het relatieve belang van elk van deze factoren kan afhangen van de bijzondere combinatie van legering en omgeving.


Afb. 6aAfschuiving van fijne uitscheidingen, die leidt tot vlakke afschuiving en opeenhoping van dislocaties aan korrelgrenzen.

Afb. 17 Processtappen bij het koud-opwalsen.

Afb. 18 Met roestvast staal beklede sierstrip van aluminium.



Afb. 19 Vergelijking van neersmelthoeveelheden met verscheidene oplasprocessen [1].
 

Corrosievermoeiing

Als er tegelijkertijd sprake is van corrosie en van wisselende belasting (corrosievermoeiing) dan is de sterkteafname groter dan de som van de afzonderlijke invloeden. Hoewel het vaak mogelijk is om afdoende bescherming te verschaffen van metalen onderdelen die worden belast onder statische condities, kunnen de meeste oppervlaktelagen, waaronder natuurlijk ook beschermende oxidelagen, makkelijker worden doorbroken of beschadigd door wisselende belasting. In het algemeen geldt dat de afname van de vermoeiingssterkte van een materiaal in een bepaald corrosief milieu in verband zal staan met de corrosieweerstand van dat materiaal in dat milieu. Onder corrosievermoeiingsomstandigheden vertonen alle typen aluminiumlegeringen ongeveer hetzelfde percentage aan sterkteverlies vergeleken met hun sterkte in lucht. In zoet water bijvoorbeeld bedraagt de vermoeiingssterkte bij 108 wisselingen ongeveer 60% van die in lucht en in een NaCloplossing is dat doorgaans nog maar tussen de 25 en 35% van die in lucht. Een andere algemene waarneming is dat de corrosievermoeiingsterkte van een bepaalde aluminiumlegering schijnbaar onafhankelijk is van zijn metallurgische toestand.

Kruip

Kruipbreuk, zelfs in zuivere metalen, doet zich normaal voor via de initiatie van scheuren in korrelgrenzen. De gevoeligheid van dit gebied voor scheuring in verouderingsgeharde aluminiumlegeringen wordt versterkt
doordat de korrels harder zijn en minder geneigd om vervorming toe te staan dan de relatief zachtere precipitaatvrije zone naast de korrelgrenzen (zie afbeeldingen 18 en 6b). De sterkte van de korrelgrenzen kan verder worden gewijzigd door de aanwezigheid van precipitaatdeeltjes.

Afb. 6b Spanningsconcentratie aan korrelgrenstripelpunten als gevolg van uitscheidingsvrije zones [5].



Afb. 20 Detailopname van de uitstroomopening van een drukvat met een binnendiameter van 300 mm, dat aan de binnenzijde is bekleed met roestvast-staalband van 25 mm breed en 0,64 mm dik.
 

Precipitatiegeharde legeringen worden gewoonlijk verouderd bij een of twee temperaturen waarmee het mogelijk is om piekeigenschappen te realiseren in een betrekkelijk korte tijd. Voortdurende blootstelling aan deze temperaturen leidt meestal tot snelle oververoudering en het weer zachter worden en er volgt uit dat de gebruikstemperatuur ruim beneden de uiteindelijke verouderingstemperatuur moet liggen om verlies aan sterkte als gevolg van oververoudering tot een minimum te beperken. Bijvoorbeeld de legering die is geselecteerd voor de constructie en huid van de Concorde, die bij gewoon gebruik van het vliegtuig verhit raakt tot 100- 110°C, is verouderd bij een temperatuur van 190°C. De kruipweerstand van aluminiumlegeringen wordt bevorderd door de aanwezigheid van submicroscopische intermetallische verbindingen zoals FeNiAl9 of andere fijne deeltjes die stabiel zijn bij de vereiste gebruikstemperaturen (doorgaans beneden 200°C). Fijne aluminadeeltjes die kunnen worden toegediend door middel van poedermetallurgische methodes kunnen hetzelfde doel dienen. Elk type deeltje geeft enige dispersieharding en is eveneens van invloed op het terugdringen van migratie van de korrelgrenzen.

Literatuur
1. R.B. Nicholson et al. J. Inst. Metals, 87 (1958-’59), p. 429.
2. J.T. Vietz, I.J. Polmear. J. Inst. Metals, 94 (1966), p. 410.
3. G.W. Lorimer, R.B. Nicholson. The Mechanism of Phase Transformations in Crystalline Solids. Institute of Metals, Londen, 1969.
4. M. Conserva et al. Alumino E. Nuova Metallufgia, 39 (1970), p. 515.
5. G. Lütjering, A. Gysler. Aluminium Transformation, Technology and Applications. American Society for Metals, Cleveland, Ohio, 1980.
6. A. Kelly, R.B. Nicholson. Progress in Materials Science, 10 (1963), p. 149.
7. M.O. Speidel. Proc. of 6th Int. Conf. on Light Metals. Leoben, Oostenrijk. Aluminium-Verlag, Düsseldorf, 1975.
8. D.S. Thompson. Met. Trans., 6A (1975), p. 671.
9. P.C. Varley. The Technology of Aluminium and its Alloys. Newnes-Butterworths, Londen, 1970.
10. G. Lüthering et al. Proc. of 3d Int. Conf. on Strength of Metals and Alloys. Institute of Metals, Londen, 1973.
11. F.G. Ostermann. Met. Trans. 2A (1971) p. 2897.
12. K. Boyapati, I.J. Polmear. Fatigue of Engineering Materials and Structures, 2 (1979), p. 23.
13. H. Enöckl, U. Malina-Altzinger, H. Ornig. Duplex Stainless Steels ‘91, Vol. 1. Ed. J. Charles, S. Bernhardsson. Les éditions de physique, 1992, p. 649-655.
14. J. Charles et al. Duplex Stainless Steels ‘91, Vol. 1. Ed. J. Charles, S. Bernhardsson. Les éditions de physique, 1992, p. 657-665.
15. R. Baboian, G. Haynes. Corrosion, Vol. 13, ASM Handbook. ASM Int., 1987, p. 887-890.
16. J.R. Davis. Welding, Brazing and Soldering, Vol. 6, ASM Handbook.