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

Упрочнение с увеличением времени старения на восходящей ветви кривых может быть вызвано разными причинами. Во-пер­ вых, возможны случаи, когда на стадии упрочняющего старения плотность выделений столь велика, что дислокации не могут об­ ходить выделения и перерезают их (при достаточно большом при­ ложенном напряжении). Рост прочностных свойств с увеличени­ ем продолжительности старения в этих случаях обусловлен воз­ растанием «химического» упрочнения и торможения дислокаций полями упругих напряжений из-за укрупнения выделений (в част­ ности, зон ГП, см. рис. 175), увеличения плотности их распреде­ ления в матрице и появления трудно перерезаемых частиц более стабильной фазы (например, 0' в дополнение к 0" в сплавах А1—'Си).

Во-вторых, возможны случаи, когда на стадии упрочняющего старения дислокации проталкиваются между выделениями. В этих случаях рост прочностных свойств с увеличением продолжи­ тельности старения обусловлен увеличением плотности выделе­ ний при развитии распада и соответственно ростом критического напряжения проталкивания дислокаций [см. формулу (36)].

Вперестаренном сплаве дислокации не перерезают выделения,

атолько обходят их при напряжениях, меньше тех, которые необ­ ходимы для перерезания. Снижение прочностных свойств при пере­ ходе от упрочняющего старения к перестариванию может быть

вызвано несколькими причинами. Одна причина — увеличение рас­ стояний между ранее образовавшимися выделениями из-за их коа­ гуляции. Другая причина — замена менее стабильных выделений более стабильными, характеризующимися меньшим числам частиц в единице объема матрицы. Третья возможная причина перестарнвания — уменьшение или исчезновение поля упругих напряжений в матрице при замене когерентных выделений сначала полукогерентными, а затем и некогерентными.

В разных сплавах и при разных температурах старения одного сплава максимум упрочнения соответствует разным структурным состояниям. Без экспериментов нельзя предсказать, какова должна быть в данном сплаве конкретная структура, обеспечивающая мак­ симальное упрочнение. Ответ зависит от того, какие стадии распада возможны в этом сплаве при данной температуре старения, какова структура выделений, плотность выделений каждого типа, и от дру­ гих факторов. Можно лишь указать, что чаще всего максимальное упрочнение достигается в сплаве, в котором внутри зерен пересы­ щенного раствора образовались зоны ГП и иыгтеления промежуточ­ ной метастабильной фазы или только выделения этой фазы (при высокой плотности их распределения).

Стабильная фаза обычно выделяется на стадии перестаривания. Если сплав должен эксплуатироваться в максимально упрочнен­ ном состоянии, то появление стабильной фазы обычно нежелатель­ но. В связи с этим следует указать на условность понятия фаза-уп- рочнитель. Так, например, к фазам-упрочнителям в дуралюминах относят фазу 5 (Al2CuMg), в сплавах системы А1—Zn—Mg типа

320

стариванию, разупрочнению и поэтому вредно. Значительно более высокая прочность достигается при образовании зон ГП и проме­ жуточных выделений S', т{ и у'. Учитывая это, соответствующую стабильную фазу правильнее было бы называть «фазой-разупроч- нителем». Но поскольку без специальных' структурных -исследова­ ний ничего нельзя сказать о том, какие выделения обеспечивают максимальное упрочнение, а стабильная фаза известна из диаг­ раммы состояния, то ее условно и называют фазой-упрочнителем,

старения этих сплаво-в при 190°С по всей видимости связано с рос­ том плотности выделений и их размера, а перестаривание— с уве­ личением расстояний между выделениями из-за сильной их коагу­

ляции.

В сплавах алюминия с 4 и 4,5% Си при той же температуре ста­ рения максимуму упрочнения соответствует структура с выделени­ ями 0"- н б'-фаз (рис. 192). Когерентные выделения 0" создают бо-

ну, л'ес/пмг

Рис. 192. Зависимость твердости при 20°С сплавов алюминия -с 2, 3, 4

и 4.5% Си от продолжительности старения при 190°С (Силкок, Хилл и Харди)

лее сильные упругие деформации в матрице, чем полукогерентные выделения 0'-фазы. Однако выделения 0' значительно труднее пере­ резать дислокациями. Поэтому сочетание выделений 0" и 0 'в опре­ деленном соотношении обусловливает максимальную прочность сос­ таренного сплава. По одной из приближенных оценок, максимум

твердости достигается, когда при старении образуются 70% выделе­ ний 0" и 30% б'. Перестаривание сплавов алюминия с 4 и 4,5% Си при 190°С можно связать, во-первых, с уменьшением плотности вы­ делений 0", которые постепенно заменяются выделениями 0', в ре­ зультате него ослабляются поля упругих напряжений в матрице и растет среднее расстояние между частицами, и, во-вторых, с коагу­ ляцией выделений 0'.

Если температура старения достаточно низка, то перестарива­ ние не достигается и сплав упрочняется из-за повышения плотности когерентных выделений и их укрупнения, причем эти процессы и соответствующее упрочнение развиваются с затуханием (см. кри­ вую Т\ на рис. 191). Так ведет себя, например, дуралюмин при ком­

Время старения, ч

322

пературе 7Y Если время выдержки равно х2, то с ростом

дии упрочняющего старения, а при температурах Т 2 и Т3 — на ста­ дии перестаривания.

М. В. Захаров, обобщив данные для сплавов на разных основах, установил, что температура старения на максимальную прочность и твердость составляет определенную долю от температуры солидуса (по абсолютной шкале):

Это эмпирическое соотношение нельзя рассматривать как фор­ мулу, позволяющую по точкам плавления точно рассчитывать зна­ чения температур старения на максимальную прочность. Оно поз­ воляет оценивать лишь ориентировочный уровень таких темпера­ тур, если сравнивать сплавы с сильно различающимися точками солидуса и, следовательно, с резко разной диффузионной подвиж­ ностью компонентов при одинаковой температуре (например, спла­ вы на базе разных металлов).

При повышении температуры старения прочность сплава может оказаться ниже, чем в исходном закаленном состоянии (рис. 194). Такое сильное перестаривание вызвано далеко зашедшей коагуля­ цией выделений и сильным уменьшением легированное™ матрицы. Соответствующую термообработку иногда неточно называют отжи­ гом, хотя сущность процессов здесь та же, что и при обычном старе­ нии: распад раствора и коагуляция выделений.

Относительное удлинение при упрочняющем старении сущест­ венно снижается (рис. 193,б), а при развитии перестаривания чаще всего меняется незначительно, продолжая слабо снижаться, или же слабо возрастает.

§ 44. ВЛИЯНИЕ СОСТАВА СПЛАВА НА СТАРЕНИЕ

1. Влияние состава в двойных системах

На рис. 195 линия Апгпр схематично показывает, как влияет со­ держание легирующего элемента в двойном сплаве на прирост твердости при старении по режиму, обеспечивающему максималь­ ное упрочнение1. Подобный график может характеризовать влияние состава и на прирост предела прочности или предела текучести при старении.

В сплавах с концентрацией компонента В ниже Су старение не­ возможно, так как в них нельзя получить пересыщенный твердый раствор (закалка невозможна). Во всех сплавах с концентрацией легирующего элемента больше Су при закалке фиксируется Пересы­

1 Влияние температуры и времени старения на максимальную прочность у разных сплавов одной системы может существенно различаться.

щенный твердый раствор, и старение возможно. Если эти сплавы подвергать старению по оптимальному для каждого из них режиму,

чить а-раствор состава С5, так как для этого потребовалось бы за­ каливать сплав точно с температуры плавления эвтектики. Так как температуру закалки во избежание пережога выбирают ниже тем­ пературы солидуса, то максимальная пересыщенность раствора и максимальное упрочнение при старении достигаются при концент­ рации легирующего элемента в сплаве несколько левее точки пре­ дельной растворимости, например в сплаве состава С4.

Уменьшение упрочнения на участке пр объясняется следующим. В сплавах С6 и С7, закаленных с одной температуры, а-раствор имеет одинаковый состав (точка г). Следовательно, в этих сплавах плотность выделений в a-фазе после старения при одина­ ковой температуре будет одной и той же и прирост твердости а-ра- створа в обоих сплавах должен быть одинаковым. Но в закален­ ных сплавах С6 и С7, кроме первичных a-кристаллов, находится еще и избыточная (3-фаза из эвтектики. В сплаве С7 ее больше, а а-фазы меньше, чем в сплаве Св (rs> rq ). Так как упрочнение при старе­ нии происходит в результате распада а-раствора, то из-за мень­ шего его количества прирост твердости сплава С7 должен быть ниже, чем у сплава С6. Иными словами, при одинаковом приросте

Прочность состаренного сплава зависит от исходного уровня — прочности закаленного сплава. Так как прочность а-раствора воз­ растает с увеличением в нем концентрации легирующего элемен­ та, то сплавы, близкие по составу к точке предельной растворимо­

324

сти при эвтектической температуре, обладают высокой прочно­ стью в закаленном состоянии и большим упрочнением при старе­ нии. Отсюда следует вывод, что составы наиболее прочных старе­ ющих сплавов находятся на диаграммах состояния вблизи точек предельной растворимости.

190°С возрастает. Это обусловлено, во-первых, ростом твердости исходного закаленного сплава и, во-вторых, увеличением прирос­ та твешюсти лпи стяпении.

Из-за более высокой пересыщенности раствор распадается бы­ стрее, следовательно, при меньшей продолжительности старения достигается максимум упрочнения и начинается перестаривание (см. на рис. 192 смещение максимума по осп времени ппи п р . п р у п - де от сплава с 2% Си к сплаву с 4,5% Си).

2. Влияние состава в тройных системах

I

Закономерности влияния состава на старение сплавов тройной системы качественно такие же, как и в двойной системе. Зная изо­

325

состав а-раствора в них при температуре нагрева под закалку один и тот же (точка г). Но величина упрочнения при старении сплава 7 должна быть ниже из-за большего количества «балласт­ ной» p-фазы, не перешедшей в а-раствор при нагреве под закалку (полная аналогия со сплавами С6 и С7 на рис. 195).

Сплавы 4, 5 и 8 также можно подвергать старению. От спла­ вов 2, 3, 6 и 7 они отличаются выделяющимися фазами. В сплаве 4 может выделяться у-фаза, а в сплавах 5 и 8 — фазы р и у.

В какой фазовой области расположены наиболее прочные ста­ реющие сплавы, обычно предсказать не удается, так как даже ес­ ли состав и строение стабильных фаз известны, то чаще всего мы заранее не знаем ничего о типе и структуре .промежуточных метастабильных выделений. А эти выделения, как правило, и обеспечи­ вают максимальное упрочнение при старении. Наглядным приме­ ром могут служить промышленные сплавы на базе системы А! — Zn—Mg (типа ,1915). В этих сплавах, согласно диаграмме состо­ яния, в стабильном равновесии с алюминиевым а-раствором нахо­ дится тройное соединение Т (Al2Mg3Zn3) , а при старении, обеспе­ чивающем высокую прочность, выделяется р'-фаза, промежуточ­ ная между а-раствором и фазой р (MgZn2). Предсказать подобные случаи пока невозможно.

Несмотря на определенные ограничения, диаграмма состояния все же необыкновенно ценна при выборе состава и режима тер­ мической обработки стареющего сплава. Она указывает, в области каких составов следует искать стареющие сплавы, позволяет вы­ брать интервал закалочных температур (см. § 31), температурный уровень старения на максимальную прочность (см. соотношение (37) ] и выбрать для экспериментального опробования составы сплавов вблизи границы растворимости при температуре закалки. Чем больше разница в предельной растворимости при эвтектиче­

старении сплавов, так как при закалке можно получить большую пересыщенность твердого раствора.

Квазибинарные разрезы в тройных системах указывают обла­ сти составов, в которых из пересыщенного раствора должны выде­ ляться соединения. Если эти соединения—эффективные упрочнители при старении, то, зная (или делая предположение) о сущест­ вовании квазибинарного разреза, можно ускорить поиск высоко­ прочных стареющих сплавов.

Заметим, что состав сплава с максимальным упрочнением не обязательно находится точно на квазибинарном разрезе.

Если уже известно, что в тройной системе А—В—С сплавы из двухфазной области сс+|3 сильно упрочняются при старении, то в другой системе А—В—D термически упрочняем ы е сплавы следу­ ет прежде всего искать в области составов, где из а-раствора мо­ жет выделяться p-фаза. Такой подход существенно облегчает по­ иск высокопрочных стареющих сплавов, ориентируя исследовате ля на определенные фазовые области диаграммы состояния.

326

3. Влияние малых добавок и примесей

Специальные добавки и случайные примеси, содержащиеся в сплаве в тысячных — десятых долях процента, иногда сильно вли­ яют на кинетику распада раствора, структуру и свойства состарен­ ного сплава.

Влияние добавок, прямо связанное с образованием новой фа­

бавок, не вызывающих качественного изменения фазового соста­ ва, могут быть разными. Добавка может характеризоваться высо­ кой энергией связи с вакансиями, и ее атомы в твердом растворе действуют как ловушки для вакансий. Такое действие оказывают добавки Cd, In, Sn и Be в алюминиево-медном растворе.

Захват вакансий примесными атомами приводит к уменьше­ нию их участия в транспортировке атомов основного легирующе­ го элемента (меди в сплавах А1—Си) к зонам ГП. Малые добав­

границу раздела матрицы с выделением, уменьшая здесь поверх­

рость коагуляции выделений О'-фазы в сплаве А1—Си. Торможе­ ние коагуляции особенно ценно для стареющих жаропрочных сплавов, в которых таким путем затрудняется разупрочнение во время эксплуатации изделия при повышенных температурах.

Одна добавка может неодинаково влиять на старение при раз­ ных температурах. Например, малая добавка кадмия задержива­ ет образование зон ГП в сплавах А1—Си и замедляет упрочнение при естественном старении и она же повышает плотность выде­ лений 0'-фазы, усиливая упрочнение при искусственном старении.

Еще один механизм влияния малой добавки связан с вхожде­ нием ее в состав зон ГП и стабилизацией зон. Примесь 0,25% Si

что атомы кремния входят в состав зон ГП, делают зоны стабиль­ ными до более высоких температур так, что на них, а не на дис­ локациях зарождается S '-фаза при 190°С. Так как плотность распределения зон ГП, зарождающихся гомогенно, очень высо­ кая, то плотность выделений S '-фазы оказывается повышенной.

Концентрирование атомов малой добавки в выделяющейся фазе может так понизить ее объемную свободную энергию, что

327

Введение малых добавок и регулирование содержания приме­ сей является одним из наиболее эффективных путей управления процессами старения.

§45. ВЫБОР РЕЖИМА СТАРЕНИЯ

1.Выбор температуры и продолжительности старения

После предварительной оценки температурного уровня старе­ ния по соотношению (37) или по аналогии с другими сплавами на базе того же металла экспериментально отрабатывают режим старения, строя графики, подобные рис. 191 и 194.

Как известно, старение подразделяют на естественное, проис­ ходящее при комнатной температуре, и искусственное, требую­ щее нагревания до определенной температуры.

В большинстве стареющих сплавов вылеживание при комнат­ ной температуре после закалки не дает такого изменения свойств, которое можно было бы практически использовать. Механические свойства закаленных медных, никелевых и многих других спла­ вов вообще не изменяются при комнатной температуре, так как она слишком низка для развития в них диффузионных процессов.

В алюминиевых сплавах (дуралюминах и др.) образование зон ГП при естественном старении приводит к сильному упрочне­ нию, что широко используют в промышленности.

Понятия «естественное» и «искусственное» старение характе­ ризуют условия его проведения, но однозначно не определяют ха­ рактер структурных изменений в пересыщенном твердом раство­ ре. Если исключить из рассмотрения легкоплавкие сплавы, у ко­ торых естественное старение протекает при высокой гомологиче­

зависимости от его температуры и продолжительности распад ра­ створа останавливается или яа зонной стадии, или на стадии вы­ деления промежуточных фаз либо доходит до коагуляции выделе­ ний стабильной фазы.

328

жет быть естественным и искусственным и заканчивается на ста­ дии образования зон ГП. Фазовое старение алюминиевых спла­ вов, как правило, бывает искусственным. Исключение составля­

щим (перестраивание)'. Для упрочняющего фазового старения ха­

мере условно. Во-первых, условно само подразделение выделений на зоны ГП и промежуточные фазы (см. § 42), что нашло отра­ жение в двойственном названии зоны ГП2-фаза 0". Во-вторых, при распаде раствора зоны ГП заменяются выделениями промежуточ­

кривых изменения свойств.

Без прямых структурных исследований, измеряя только свой­ ства, нельзя однозначно сказать, с каким структурным состояни­ ем мы имеем дело. Однако подразделение старения на зонное и фазовое, несмотря на его условность, полезно, так как позволяет ориентироваться в выборе режима старения для получения опре­ деленного комплекса свойств.

Оптимальный режим старения часто назначают, исходя из тре­ бования достигнуть максимальную прочность. Но для многих из­ делий критерием оптимальности режима старения служит не максимальная прочность, а сочетание разных свойств.

В зависимости от режима, структурных изменений и получае­ мого комплекса свойств искусственное старение можно подраз­ делить на полное, неполное, перестаривание и стабилизирующее

329