Методические указания к выполнению работы

Термическая обработка алюминиевых сплавов включает три основных вида: отжиг, закалка и старение.

Отжиг применяется для снятия внутренних напряжений и приведения структуры сплава в более равновесное состояние. Отжиг слитков – гомогенизация – производится путем нагрева до температур ниже эвтектической, с последующим медленным охлаждением. Так, в сплавах Al-Mg (АЛ8, АМг) в результате гомогенизации устраняется (растворяется) неравновесная эвтектика (+), что повышает пластичность и, главное, обеспечивает коррозионную стойкость сплавов. Поскольку в промышленных слитках других алюминиевых сплавов тоже образуется неравновесная эвтектика, то ясна необходимость гомогенизационного отжига. Деформируемые полуфабрикаты подвергают отжигу (возврату или рекристаллизации).

Упрочняющая термическая обработка алюминиевых сплавов включает два этапа: закалка и старение. Закалка алюминиевых сплавов состоит в фиксации при комнатной температуре состояния, свойственного более высокой температуре. Для этой цели алюминиевые сплавы нагревают до температуры, при которой легирующие элементы наиболее полно растворяются в -твердом растворе на основе алюминия, подвергают выдержке при этой температуре для завершения процесса растворения вторичных кристаллов в -растворе и быстро охлаждают со скоростью больше критической для сохранения высокотемпературного состояния сплава. Главной структурной составляющей закаленного сплава является пересыщенный основными легирующими элементами твердый раствор на основе алюминия (рис. 16 в).

Рассмотрим формирование структуры при закалке на примере сплавов системы Al-Cu (рис. 13). В сплаве Х, содержащем 4% Cu, при нагреве до t_зак, вторичные кристаллы (CuAl₂) – фазы растворяются в матричной фазе . Концентрация второго компонента (меди) в алюминиевом -растворе повышается от 0,1% до 4%, т.к. (CuAl₂) – фаза содержит значительно больше меди (порядка 53%), чем -раствор. При обратном медленном охлаждении (например, при отжиге) из -раствора выделяются вторичные кристаллы -фазы, и состав раствора изменяется по линии ограниченной растворимости. При комнатной температуре сплав Х после отжига должен в равновесном состоянии состоять из насыщенного -раствора, содержащего 0,1% Cu, и вторичных кристаллов (CuAl₂).

а)	б)
в)	г)
Рис. 16. Структура деформированного сплава Д16 в литом состоянии (а), деформированном состоянии (б), закаленном состоянии (в) и при перегреве выше температуры солидуса (г).

Выделение вторичных кристаллов (CuAl₂) является чисто диффузионным процессом, т.к. химические составы  и -фаз различны. Диффузионное перераспределение меди и алюминия в решетке -фазы, необходимое для зарождения и роста кристаллов -фазы, требует времени. При достаточно быстром охлаждении диффузионные процессы подавлены, и -фаза из -раствора не выделяется. При такой термообработке (закалке) сплав Х при комнатной температуре состоит из одной фазы -раствора, состав которого совпадает с составом сплава: 4%Cu, остальное Al, и этот раствор является пересыщенным (Степень пересыщения: 4%/0,1% = 40 раз).

Основные параметры закалки – температура нагрева, время выдержки и скорость охлаждения. При выборе температуры нагрева под закалку необходимо стремиться к возможно более полному растворению вторичных кристаллов в -растворе.

Верхняя граница закалочных температур должна быть ниже температуры солидуса, чтобы не допустить пережога. Пережог – это неисправимый брак при закалке сплавов.При пережоге происходит оплавление границ, связь между зернами -раствора нарушается и под действием закалочных напряжений возникают межкристаллитные трещины (рис. 16 г).

Важным параметром закалки является скорость охлаждения. Она должна быть больше критической (V_кр), под которой понимают наименьшую скорость охлаждения, не вызывающую распада твердого раствора.

В результате закалки алюминиевых сплавов происходит заметное повышение прочности при сохранении высокой пластичности.

Старение – заключительная операция упрочняющей термической обработки. Старение основано на распаде закаленного пересыщенного твердого раствора. Основные параметры старения – температура нагрева сплава и время выдержки. Старение без дополнительного нагрева сплава называют естественным, с нагревом – искусственным.

В закаленном сплаве пересыщенный твердый раствор содержит избыток растворенных элементов (меди, магния, цинка и др.). При старении эти элементы стремятся выделиться из -раствора, причем в промышленных алюминиевых сплавах выделяющаяся фаза является, как правило, интерметаллическим соединением: (CuAl₂), S(Al₂CuMg), Mg₂Si, MgZn₂, T(Al₂Mg₃Zn₃) и др. В зависимости от температуры и длительности можно выделить три важнейшие стадии старения: зонная стадия, фазовая и коагуляционная. Рассмотрим закономерности изменения структуры и свойств при старении на примере сплавов системы Al-Cu.

В решетке пересыщенного твердого раствора атомы растворенного компонента (меди) распределяются статистически равномерно. На зонной стадии старения еще не наблюдается распада твердого раствора с выделением избыточной фазы, происходит подготовительный процесс: атомы меди перемещаются только внутри кристаллической решетки -раствора на весьма малые расстояния и собираются на определенных плоскостях. Эти образования, обогащенные медью, называют зонами Гинье-Престона 1 (ГП1). Зоны ГП1 в сплавах системы Al-Cu имеют протяженность несколько периодов решетки -раствора (1-10 нм) и толщину 0,5-1 нм, они более или менее равномерно распределены в пределах каждого кристалла. При увеличении длительности выдержки или повышении температуры старения образуются зоны Гинье-Престона большей величины (толщина 1-4 нм и диаметр 20-30 нм) с упорядоченной структурой. Концентрация меди в них соответствует содержанию ее в фазе (CuAl₂). Такие зоны называют зонами ГП2.

На второй стадии – фазового старения выделяется избыточная  фаза. Особенностью этой стадии является выделение вначале не стабильной фазы , а метастабильной  фазы. Она имеет отличную от -фазы решетку и когерентна, т.е. имеет общие плоскости с решеткой пересыщенного твердого раствора. При повышении температуры или длительности старения метастабильная фаза (CuAl₂) заменяется стабильной (CuAl₂), когерентность решеток нарушается, и кристаллики выделившейся фазы (CuAl₂) обособляются от матрицы.

На третьей стадии старения в сплаве идут самопроизвольные процессы коагуляции (укрупнения) и сфероидизации кристаллов выделившейся фазы: более мелкие частицы растворяются в -растворе и за счет них растут более крупные. Если на ранних стадиях старения выделившаяся фаза имела пластинчатую форму, то на третьей стадии старения пластины постепенно превращаются в шаровидные частицы, т.к. такому состоянию частиц отвечает минимальная поверхностная энергия.

Таким образом, процесс распада пересыщенного твердого раствора при старении можно представить в виде схемы:

ГП1ГП2(CuAl₂) (CuAl₂).

Эта общая схема распада пересыщенного твердого раствора в сплавах системы Al-Cu справедлива и для других сплавов. Различие сводится лишь к тому, что в разных сплавах неодинаков состав и строение зон, это же касается образующихся фаз. Для сплавов разных составов существуют свои температурно-временные области зонного и фазового старения.

Прочностные характеристики (_в, _0,2, НВ) с повышением температуры старения увеличиваются, достигая максимальных значений, а затем начинают уменьшаться. Упрочнение при старении связано с образованием зон ГП, появлением метастабильных фаз и частиц равновесных фаз, но в очень мелкой дисперсной форме. Рост частиц при коагуляционном старении приводит к разупрочнению сплава.

Выбор режимов старения зависит от требований, предъявляемых при эксплуатации деталей, поскольку старение – заключительная операция термической обработки готовых деталей. Для каждой стадии старения характерен определенный комплекс свойств сплава. На зонной стадии при максимальном упрочнении сплав обладает высокой пластичностью и ударной вязкостью, а также хорошей коррозионной стойкостью. Поэтому естественное старение используется довольно часто.

При искусственном старении сплавы упрочняются тем быстрее, чем выше температура старения, но при этом на фазовой стадии наблюдается снижение пластичности («жесткое» старение) и ухудшение коррозионной стойкости.

Стадия коагуляции при частичном разупрочнении обеспечивает улучшение коррозионной стойкости и повышение пластических свойств сплава. Поэтому коагуляционное старение находит применение в практике.

Эффект упрочнения при старении зависит от природы упрочняющих фаз ‑ частиц интерметаллических соединений, а, следовательно, от химического состава сплавов.

По характерным свойствам термически упрочняемые алюминиевые сплавы делят на следующие группы: сплавы повышенной пластичности (на базе системы Al-Mg-Si), конструкционные сплавы средней прочности типа дюралюмин (Al-Cu-Mg), высокопрочные сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu, жаропрочные сплавы (Al-Cu-Mg-Fe-Ni). Чем больше степень легирования сплава, и чем более сложно кристаллическое строение упрочняющих интерметаллических фаз, тем выше прочность и жаропрочность сплава. Способность сплава надежно работать при повышенных температурах (200-300С) обеспечивается искусственным старением на фазовой стадии и определяется малой склонностью к коагуляции частиц упрочняющих фаз.