книги из ГПНТБ / Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов учебник

Полный смягчающий отжиг применяют ко всем термически уп­ рочняемым алюминиевым сплавам (типа дуралюмин, авиаль и ДР-). Цель отжига — смягчить материал, сделать его пластичнее перед штамповкой, гибкой, отбортовкой и другими операциями холодной обработки давлением. Ускоренное охлаждение на возду­ хе горячекатаных рулонов с температуры горячей прокатки приво­ дит к частичной закалке (подкалке). Гетерогенизирующий смягча­ ющий отжиг рулонов, например дуралюмина, позволяет при пос­ ледующей холодной прокатке повысить степень обжатия без про­ межуточных отжигов.

Гетерогенизирующий отжиг можно проводить, нагревая сплав до окончательного растворения избыточной фазы (выше t0 на рис. 68,<?) с последующим очень медленным охлаждением. Медленное охлаждение необходимо, чтобы наиболее полно снизить концент­ рацию твердого раствора и избежать выделения фазы в слишком дисперсной форме с малыми расстояниями между ее частицами. Чем ниже концентрация матричного раствора и больше расстояние между выделениями, тем больше разупрочнение при отжиге.

Для экономии времени более выгодно при отжиге недогревать сплав до to. Температуру нагрева выбирают так, чтобы за сравни­ тельно короткое время выдержки была достигнута концентрация матричного раствора, близкая к равновесной, а вторая фаза скоагулировала. После этого проводят медленное охлаждение.

Большинство термически упрочняемых алюминиевых сплавов подвергают полному смягчающему отжигу при 380—420°С в тече­ ние 10—60 мин с последующим охлаждением со скоростью не бо­ лее 30 град/ч.

При полном отжиге, кроме основного гетерогенизирующего процесса, может проходить и рекристаллизация, вносящая свой вклад в разупрочнение. Например, это происходит тогда, когда изза низкой температуры окончания горячей прокатки лист был нак­ лепан. Однако режим отжига для полного смягчения выбирают, ис­ ходя из требований гетерогенизации структуры, предусматривая медленное охлаждение. Для чисто рекристаллизационного отжига однофазных сплавов скорость охлаждения не имеет значения.

Неполный (сокращенный) смягчающий отжиг термически уп­ рочняемых алюминиевых сплавов проводят при температуре ниже температуры полного отжига. При этом уже во время выдержки концентрация матричного раствора получается настолько низкой, что можно использовать быстрое охлаждение на воздухе или в во­ де. Из-за более низкой температуры сокращенного отжига время выдержки при этой температуре должно быть больше, чем при полном отжиге, однако общая продолжительность термообработки уменьшается из-за последующего быстрого охлаждения.

На рис. 108 показано, что для максимального разупрочнения дуралюмина Д16 температура отжига в случае охлаждения с пе­ чью должна быть около 380—400°С, а в случае охлаждения на воз­ духе— около 350—370°С. При более высоких температурах нагре­ ва 5-фаза и СиА12 быстро переходят в алюмцнивый раствор и при

190

% (по пассе)

Рис. 109. Диаграмма состояния Си — Zn [в скобках указаны % (по массе)]

191

бронзах. Это вытекает из характера диаграммы состояния Си — Zn. Растворяющейся при нагреве фазой является a-фаза, относи­ тельное весовое количество которой при комнатной температуре может изменяться от 0 до 100% в зависимости от содержания цин­ ка. При нагревании двухфазной латуни с большим количеством a -фазы растворение ее в p-фазе, по-видимому, приводит к такому фазовому наклепу, который обеспечивает условия для роста зерна.

Перегрев (а+р)-латуни часто сопровождается пережогом, при­ чем по границам зерен преимущественно окисляется цинк. Поверх­ ность зерен в слитке на рис. ПО была покрыта тонким белым сло­ ем из окиси цинка.

Влитой однофазной а-латуни, не претерпевающей фазовых превращений в твердом состоянии, перегрев не наблюдается, а опасен только пережог.

Внекоторых случаях малые добавки обусловливают сильный рост зерна основного твердого раствора при нагреве литого сплава, хотя этот сплав содержит сравнительно небольшое количество из­ быточных фаз. Например, при нагреве отливок из магниевого спла­

ва МЛ5 до 415°С растворение избыточной фазы количе­ ство которой весьма невелико, не приводит к росту зерна. Если же в этот сплав попали всего лишь тысячные доли процента цирко­ ния (>0,002% ), то при нагреве до 415°С зерно в отливке сильно укрупняется. Природа этого интересного явления не установлена.

§ 29. ОТЖИГ С ФАЗОВОЙ ПЕРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЕЙ

Фазовая перекристаллизация, включающая полиморфное или эвтектоидное превращение, приводит к коренной перестройке структуры по всему объему сплава (рис. 68, а — в).

Полиморфное превращение в металлах можно использовать для устранения текстуры и изменения размера зерна. В этом отно­ шении интересным примером является термическая обработка ура­ на (так называемая p-термообработка).

Уран ниже 668°С имеет ромбическую а-решетку, а от 668 до 774°С — тетрагональную p-решетку. В начальный период развития атомной техники было установлено, что если изделие из поликристаллического урана подвергается многократным нагревам и ох­ лаждениям в температурном интервале a -фазы, то оно меняет свои размеры. В литом изделии с крупным зерном возникает шерохова­ тость поверхности. Обработанное давлением изделие (пруток, про­ волока, пластина) сильно удлиняется, «растет» в одном направле­ нии, сокращаясь в другом (рис. 111).

Наиболее важным фактором, определяющим величину «роста» урана, является текстура, которая возникает при обработке давле­ нием в a -области. Преимущественная ориентировка кристаллов в урановом изделии приводит к сильной анизотропии термического расширения, из-за которой при термических циклах возникают на­ пряжения и направленное изменение размеров изделия. Для пре­ дотвращения вредного явления «роста» урана необходимо устра-

Р а з д е л т р е т и й

ЗАКАЛКА

Закалку, как и отжиг 2-го рода, можно применить только к тем металлам и сплавам, в которых имеются фазовые превращения в твердом состоянии. Основные параметры закалки — температура нагрева, время выдержки и скорость охлаждения.

Температура нагрева и время выдержки должны быть такими, чтобы произошли необходимые структурные изменения, например образование высокотемпературной фазы в результате полиморфно­ го превращения (рис. 68, а, б, г), растворение избыточной фазы в матричной (рис. 68,д) и др. В этом отношении закалка аналогична отжигу 2-го рода.

Скорость охлаждения при закалке должна быть достаточно ве­ лика, чтобы при понижении температуры не успели пройти обрат­ ные фазовые превращения (эвтектоидный распад, выделение из­ быточной фазы из матричного раствора и др.), связанные с диф­ фузией или самодиффузией. В этом состоит принципиальное отли­ чие закалки от отжига 2-го рода.

Существуют два резко различающихся вида закалки: закалка без полиморфного превращения и закалка с полиморфным превра­ щением.

Г л а в а V I I I

ЗАКАЛКА БЕЗ ПОЛИМОРФНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ

Закалка без полиморфного превращения применима к любым сплавам, в которых одна фаза полностью или частично растворя­ ется в другой. Например, в сплаве Со на рис. 112 при нагревании до Гзак p-фаза растворяется в матричной a -фазе. При обратном медленном охлаждении P-фаза выделяется из a -фазы, в которой концентрация компонента В уменьшается в соответствии с ходом сольвуса nb.

Так как составы а и p-фаз различны, то выделение p-фазы свя­ зано с диффузионным перераспределением компонентов. При до­ статочно быстром охлаждении диффузионное перераспределение, необходимое для зарождения и роста кристаллов p-фазы, не успе­ вает пройти и p-фаза не выделяется из а-раствора. После такой термообработки (закалки) сплав при комнатной температуре сос­ тоит -из одной a-фазы, /как и при температуре нагрева под закалку.

Следовательно, закалка без полиморфного превращения состо- ит в фиксации при более низкой температуре состояния, свойствен' ново более высокой температуре.

7* Зак. 638

195

При температуре нагрева под закалку Тзак в сплаве С0 твердый раствор ненасыщенный. После закалки а-раствор при комнатной температуре имеет такой же состав, как и при температуре закал­ ки, но он уже пересыщенный, так как состав насыщенного раство­ ра соответствует точке Ь.

Таким образом, при закалке без полиморфного превращения образуется пересыщенный твердый раствор. Такая закалка к чи­ стым металлам принципиально неприменима. Рассмотренную на примере сплава С0 закалку без полиморфного превращения широ­ ко применяют к алюминиевым, магниевым, никелевым, медным и другим сплавам, а также к некоторым легированным сталям.

Закалкой далеко не всегда фиксируют однофазное состояние. Например, в сплаве С2 (рис. 112) при любых температурах, вплоть до эвтектической, содержится p-фаза. При температуре закалки Тзак в этом сплаве находятся насыщенный твердый раствор соста­ ва точки m и нерастворенный избыток p-фазы. При достаточно медленном охлаждении из-за выделения (3-фазы из а-раствора его состав должен изменяться по линии mb. При быстром охлаждении происходит закалка: p-фаза не успевает выделиться из а-раствора

исостав его при комнатной температуре так же, как и при темпе­ ратуре закалки, определяется точкой т. Следовательно, закален­ ный сплав Сг содержит пересыщенный а-раствор состава точки т

иизбыточную p-фазу, нерастворившуюся при нагреве под закалку. Закалкой сплава С2 зафиксировано состояние, которое было ста­ бильным при температуре закалки.

Начинающие изучать термическую обработку иногда ошибочно считают, что закалка применима лишь к такому сплаву, ордината которого на диаграмме состояния пересекает линию фазового рав­ новесия в твердом состоянии, например к сплаву Со на рис. 112. Но, как было показано «а примере сплава С2, это совсем не обя­ зательно. Принципиально закалка без полиморфного превращения возможна всегда, когда в равновесном состоянии при разных тем­ пературах имеется различие в химическом составе фаз.

Изменение свойств при закалке зависит от фазового состава и особенностей структуры сплава в исходном и закаленном состоя­ ниях, от условий закалки, предыдущей обработки и других факто­ ров. Направление и величина изменения свойств в разных сплавах весьма различны.

Встречается ошибочное утверждение, что закалка всегда при­ водит к упрочнению, причем термины «закалка» и «упрочнение» часто неверно считают синонимами. В действительности же закал­ ка может и упрочнять, и разупрочнять сплав. У одних сплавов за­ калка повышает прочность, но снижает пластичность, у других, нао­ борот, снижает прочностные характеристики и повышает показате­ ли пластичности, а у третьих повышает и прочность, и пластич-

196

ность. Наконец, у очень многих сплавов, ж которым в принципе можно применить закалку, она практически не изменяет свойств.

Сильное упрочнение с одновременным резким снижением плас­ тичности в промышленных сплавах, подвергаемых закалке без по­ лиморфного превращения, не наблюдается.

При закалке без полиморфного превращения деформируемых сплавов наиболее частый случай — повышение прочности при со­ хранении высокой пластичности, которая может мало отличаться от пластичности отожженного сплава. Типичный пример — дуралюмин Д16 (табл. 7).

Т а б л и ц а 7

Механические свойства сплавов в литом, отожженном и закаленном состояниях

Реже встречаются сплавы, у которых при закалке снижается прочность и сильно возрастает пластичность по сравнению с отожженным состоянием. Типичный пример — бериллиевая брон­ за Бр.Б2 (табл. 7). У нержавеющей хромоникелевой стали Х18Н9 относительное удлинение при закалке после горячей прокатки воз­ растает с 20 до 45%. Полуфабрикаты из таких сплавов, как бе­ риллиевая бронза и сталь Х18Н9, для повышения пластичности перед холодной деформацией не отжигают, а закаливают.

Повышение или снижение прочности при закалке зависит от следующего. С увеличением концентрации легирующего элемента в твердом растворе прочность его возрастает. Поэтому пересы­ щенный раствор в закаленном сплаве прочнее менее легирован­ ного раствори в отожженном сплаве. Прочность отожженного сплава определяется прочностью матричного раствора, а также размером и структурой частиц избыточной фазы и расстояниями между этими частицами. Если торможение дислокаций избыточ­ ной фазой не вносит большого вклада в прочность двухфазной смеси (например, из-за большого расстояния между ее частица­ ми), то при закалке упрочнение раствора благодаря увеличению его легированное™ перекомпенаирует разупрочнение, связанное с растворением избыточной фазы, и прочность сплава возрастает. Если же растворение избыточной фазы приводит к сильному раз­ упрочнению, перекрывающему рост прочности, связанный с повы­ шением концентрации матричного раствора, то сплав при закалке разупрочняется. На суммарном эффекте сказываются величина из­ менения растворимости при нагреве под закалку и прирост проч­ ности матричного раствора, приходящийся на каждый процент растворяющегося элемента.

197

ных сплавов избыточные фазы обычно находятся в форме сравни­ тельно крупных частиц с большим межчастичным расстоянием. После их растворения прочность сплава становится выше из-за большей легированности матричного раствора.

По грубым и хрупким включениям избыточной фазы, напри­ мер интерметаллида, происходят отрыв и скол в литом сплаве. Поэтому пластичность сплава после закалки оказывается повы­ шенной. Особенно сильно она возрастает при полно,м растворении избыточной фазы, как в алюминиевом сплаве АЛ8 (растворяется Al3iMg2) и магниевом сплаве МЛ5 (растворяется Mgi7Ali2), кото­ рые после закалки практически однофазны (табл. 7). В силуми­ не АЛ9 при закалке пластичность возрастает благодаря частич­ ному растворению и коагуляции кремния и полному растворению силицида Mg2Si.

(Бр.Б2, Х18Н9) используют и как промежуточную смягчающую операцию (вместо отжига) перед холодной деформацией. Нако­ нец, закалка служит окончательной термообработкой для прида­ ния изделию необходимого комплекса свойств. Однофазный зака­ ленный сплав может обладать значительно большей пластич­ ностью и более высокой стойкостью против коррозии, чем соста­ ренный. Литейный алюминиевый сплав АЛ8 применяют только в закаленном состоянии именно по этим причинам.

§ 31. НАГРЕВ и о х л а ж д е н и е ПРИ ЗАКАЛКЕ БЕЗ ПОЛИМОРФНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ

жание пережога (см. с. 33) выбирают ниже точки солидуса спла­ ва с учетом возможного перепада температур в садке и точности теплового контроля. При оплавлении границ связь между зернами нарушается и иод действием закалочных напряжений возникают межкристаллитные трещины. Мелкие трещины можно не обнару­

198

жить, но они вызывают резкое снижение прочности и пластично­ сти. Пережог может возникнуть также вследствие образования при закалке прослоек хрупкой фазы из-за неравновесной кристал­ лизации оплавленных участков, обогащенных легирующими эле­ ментами. Кроме того, причиной пережога служит быстрое про­ никновение по оплавленным участкам компонентов атмосферы печи, приводящее к образованию окислов и газовых пузырен.

температуре первой ступени, кото­ рая должна быть ниже точки неравновесного солидуса, растворя­

ется легкоплавкая составляющая и окончательную температуру закалки можно поднять не опасаясь пережога. Например, отливки с массивным сечением из сплава МЛ5 перед нагревом под закалку до 415°С следует выдерживать 3 ч при температуре 375°С.

Если содержание легирующего элемента превышает предел растворимости и сплав нельзя перевести в однофазное состояние,

•например С2 на рис. 112, то температуру нагрева под закалку вы­ бирают возможно ближе к эвтектической (перитектической) тем­ пературе с учетом технических возможностей избежать пережога.

В зависимости от системы легирования, содержания легирую­ щих элементов, от того, насколько сильно на свойства сплава влияет неполнота растворения избыточных фаз, интервал зака­ лочных температур составляет градусы и десятки градусов (редко более 100°С). Например, у дуралюминов разных марок интервал закалочных температур колеблется от 5 до 15°С. У сплава Д1 его пределы 495—510°С, у сплава Д16 495—505°С и у высокомагние­ вого дуралюмина Д19П 503—50в°С. У дуралюминов верхняя гра­ ница интервала закалочных температур может отличаться от точ­

199