коля / u_course

30 оС/ч до 200–250 оС (далее произвольно), чтобы после отжига формировалось равновесное или близкое к равновесному состояние как в структурном, так и в фазовом отношении.

Применительно к некоторым термически не упрочняемым алюминиевым сплавам положение о независимости свойств от скорости охлаждения при отжиге нуждается в уточнении.

Дорекристаллизационным отжигом является неполный отжиг, ко-

торый применяют в качестве окончательной термообработки с целью получения полуфабрикатов (обычно листов) с промежуточными свойствами – между свойствами нагартованного состояния (высокая прочность и низкая пластичность) и рекристаллизованного, полностью отожженного (низкая прочность и высокая пластичность). Неполный отжиг используют для термически не упрочняемых сплавов. Отжиг проводят при температуре ниже температуры окончания рекристаллизации, в результате чего сплав приобретает полигонизованную или частично рекристаллизованную структуру, поэтому упрочнение от холодной деформации снимается не полностью.

Листы из алюминиевых сплавов, выпускаемые с различной степенью нагартовки (Н, Н2, Н3), получают обычно неполным отжигом сильно нагартованного материала.

Гетерогенизационный отжиг термически упрочненных полуфабри-

катов с целью их разупрочнения применяют только для сплавов, упрочняемых термообработкой. Он необходим в тех случаях, когда полуфабрикаты, упрочненные закалкой и старением, требуется разупрочнить (например, закаленные листы перед холодной штамповкой). Отжиг должен обеспечить полный распад твердого раствора и получение при комнатной температуре фазового состояния, близкого к равновесному. Температура отжига в данном случае должна удовлетворять следующим требованиям: 1) чтобы твердый раствор при этой температуре имел невысокое равновесное содержание легирующих компонентов; 2) чтобы диффузионные процессы при этой температуре проходили быстро и интерметаллидные фазы выделились и скоагулировали за непродолжительное, удобное для практики время (в пределах 1-2 ч). Применительно к промышленным сплавам этому требованию соответствуют температуры 350–420 оС.

Рассмотрим на примере сплава А1–4 % Сu (см. рис. 3.2) превращения, происходящие в закаленном сплаве при отжиге. Пересыщенный твердый раствор в закаленном сплаве содержит 4 % Сu. Выдержка сплава при температуре отжига t0 приводит к выделению из твердого раствора избытка меди в виде θ-фазы (Al2Cu), содержание меди в твердом растворе снижается до равновесной при этой температуре концентрации С0. Однако, как видно на рис. 3.2, С0 значительно больше С1 (равновесной концентрации меди при комнатной температуре) и даже С2 (при 200 оС). Для дости-

80

жения равновесного состояния и при температуре t0, и при 20 и 200 оС охлаждение от температуры t0 до 20 оС (на практике до 200–250 оС) следует проводить медленно с тем, чтобы в процессе охлаждения твердый раствор успевал обедняться медью в соответствии с кривой изменения растворимости меди в алюминии. Принятые в производстве скорости охлаждения при отжиге термически упрочняемых сплавов не превышают 30 оС/ч.

3.2. Закалка

Цель закалки – получить в сплаве предельно неравновесное фазовое состояние (пересыщенный твердый раствор с максимальным содержанием легирующих элементов). Такое состояние обеспечивает, с одной стороны, непосредственное повышение (по сравнению с равновесным состоянием) твердости и прочности, а с другой стороны, возможность дальнейшего упрочнения при последующем старении.

Закалку применяют для сплавов, претерпевающих фазовые превращения в твердом состоянии. В алюминиевых сплавах, используемых в промышленности, наблюдается лишь один вид фазовых превращений: при нагреве интерметаллидные фазы растворяются в алюминии, а при охлаждении вновь выделяются из твердого раствора.

Таким образом, закалка возможна только для алюминиевых сплавов, содержащих компоненты, растворимость которых в твердом алюминии возрастает с температурой (Сu, Мg, Mn, Si, Zn, Li), причем в количествах, превышающих растворимость при комнатной температуре. Закалка алюминиевых сплавов заключается в нагреве их до температуры, при которой легирующие компоненты, находящиеся в интерметаллидных фазах, полностью или частично растворяются в алюминии, выдержке при этой температуре и быстром охлаждении до низкой температуры (10–20 оС).

Так, если сплав А1 + 4 % Cu нагреть до температуры tз (соответствует tгом на рис. 3.2), выдержать некоторое время, необходимое для полного растворения θ-фазы (А12Сu) в алюминии, и охладить в воде до комнатной температуры, то твердый раствор, содержащий 4,0 % Сu, в результате быстрого охлаждения будет сохранен или зафиксирован при комнатной температуре. Поскольку равновесная растворимость меди в алюминии при низких температурах составляет около 0,2 %, твердый раствор в закаленном сплаве А1 + 4 % Сu будет пересыщен медью более чем в 20 раз.

Рассмотрим основные принципы выбора режима закалки алюминиевых сплавов. Температура нагрева под закалку должна обеспечить как

81

можно более полное растворение интерметаллидных фаз в алюминии. Изменение температуры нагрева под закалку сплавов в зависимости от содержания меди показано на рис. 3.2 пунктиром.

При закалке литейных алюминиевых сплавов следует иметь в виду, что в структуре сплавов может быть неравновесная эвтектика. Поэтому температура нагрева под закалку литейных сплавов не должна превышать температуры плавления неравновесной эвтектики. Приведенные выше рассуждения о выборе температуры гомогенизации полностью относятся к выбору температуры нагрева под закалку литейных алюминиевых сплавов. Температура нагрева под закалку различных промышленных сплавов колеблется в пределах от 450 до 560 оС.

Выдержка при температуре нагрева под закалку должна обеспе-

чить растворение интерметаллидных фаз, поэтому она зависит от величины частиц и характера их распределения. В деформированных изделиях интерметаллидные фазы находятся в основном в виде мелких вторичных кристаллов (сплав уже подвергнут гомогенизации и ряду технологических нагревов), а в отливках – в виде довольно грубых эвтектических включений. Отсюда различная продолжительность выдержки при температуре нагрева под закалку: для деформируемых сплавов она измеряется десятками минут, а для литейных – часами или даже десятками часов.

Охлаждение при закалке следует проводить с такой скоростью, которая обеспечит отсутствие распада твердого раствора в процессе охлаждения. Эта скорость должна быть больше некоторой критической скорости охлаждения Vкр, определяемой как наименьшая скорость охлаждения сплава, при которой распад твердого раствора в процессе охлаждения еще не происходит.

Значения критических скоростей охлаждения для различных сплавов могут быть приблизительно (с достаточной точностью для практики) определены по диаграммам изотермического распада переохлажденного твердого раствора.

На рис. 3.8 показаны такие диаграммы для двух алюминиевых сплавов – промышленного сплава системы Al–Cu–Mg (Д16) и сплава Al–4,2 % Zn– –1,9 % Mg. Так как устойчивость переохлажденного твердого раствора в сплаве Al–Zn–Mg значительно выше, чем в сплаве Д16, то критическая скорость охлаждения первого сплава значительно меньше, чем второго. Тонкостенные изделия из сплавов Al–Zn–Mg закаливают при охлаждении на воздухе; для изделий из сплавов А1–Cu–Mg необходимо охлаждение в воде.

В промышленности большинство алюминиевых сплавов при закалке охлаждают в воде (как правило, в холодной, иногда в подогретой).

82

Следует отметить, что существуют алюминиевые сплавы, имеющие очень малую критическую скорость охлаждения при закалке, тонкостенные изделия из них могут закаливаться с охлаждением на воздухе. К таким сплавам относят низколегированные сплавы систем Al–Mg–Si (АД31), Al–Zn–Mg (1915, 1935), сплавы системы А1–Mg–Li (1420). Для таких сплавов возможно совмещение процесса закалки с охлаждением изделий после их горячей деформации (экструдирования, прокатки), поскольку температура горячей деформации для ряда алюминиевых сплавов близка к температуре нагрева под закалку.

После закалки сплавы, обладая повышенной по сравнению с отожженным состоянием прочностью, сохраняют высокую пластичность. Однако роль закалки не ограничивается ее непосредственным влиянием на свойства. Обусловливая получение пересыщенных твердых растворов легирующих компонентов в алюминии, закалка обеспечивает возможность дальнейшего повышения прочности при старении. Так, механические свойства одного из наиболее распространенных термически упрочняемых алюминиевых сплавов Д16 могут изменяться после различных видов термообработки (табл. 3.2).

3.3. Старение.

Возврат после старения

Старение представляет собой выдержку закаленного сплава при некоторых (относительно низких) температурах, при которых или начинается распад пересыщенного твердого раствора, или в твердом растворе происходят структурные изменения, являющиеся подготовкой к распаду. Цель старения – дополнительное повышение прочности закаленных сплавов.

Распадом называют процесс, в результате которого из одной фазы (пересыщенный твердый раствор) образуются две фазы: твердый раствор,

84

обедненный легирующими компонентами, и выделения интерметаллидов, отличающиеся от твердого раствора по составу и кристаллической решетке и отделенные от твердого раствора поверхностью раздела.

Сильная пресыщенность твердого раствора в закаленном сплаве обусловливает его термодинамическую нестабильность. Распад твердого раствора, приближающий фазовое состояние к равновесному, а следовательно, к уменьшению свободной энергии сплава, является самопроизвольно идущим процессом.

Во многих закаленных алюминиевых сплавах подготовительные стадии распада, а иногда и начало собственно распада проходят без специального нагрева, при вылеживании в естественных условиях в цехе, на складе или в другом помещении, в котором хранятся изделия, где температуры обычно находятся в пределах от 0 до 30 оС. В некоторых алюминиевых сплавах (Al–Cu–Mn) подготовка к распаду и начальные стадии распада происходят лишь при нагреве закаленного сплава до температуры 100–200 оС. Смысл этого нагрева – термическая активация диффузионных процессов.

Выдержку закаленных алюминиевых сплавов в естественных условиях (при температуре окружающей среды), которая приводит к определенным изменениям структуры и свойств (прочность, как правило, повы-

шается), называют естественным старением.

Нагрев закаленных алюминиевых сплавов до относительно невысоких температур (обычно в интервале 100–200 оС) и выдержку при этих температурах (в пределах от нескольких часов до нескольких десятков ча-

сов) называют искусственным старением.

Способность многих алюминиевых сплавов к старению при комнатной температуре обусловила возникновение применительно к алюминиевым сплавам термина «свежезакаленное состояние», обозначающего состояние сплава непосредственно после закалки. Свойства алюминиевых сплавов в свежезакаленном состоянии могут значительно отличаться от их свойств спустя определенное время после закалки (в результате естественного старения). Естественное и низкотемпературное искусственное старение связано с тонкими изменениями структуры, которые не обнаруживаются в световом, а в ряде случаев и в электронном микроскопе. И только специальные методы рентгеноструктурного анализа позволили Гинье и независимо от него Престону описать механизм подготовительных стадий распада пересыщенного твердого раствора.

Рассмотрим, как развивается процесс распада пересыщенных твердых растворов на примере наиболее изученных Al–Cu-сплавов по мере повышения температуры нагрева или увеличения продолжительности выдержки при постоянной температуре.

85

▪Сначала в твердом растворе образуются субмикроскопические области – зоны с повышенным содержанием меди. Если, например, в твердом

растворе содержится 4 % Сu, а в химическом соединении θ(А12Сu), которое в конечном счете должно выделиться из твердого раствора, 52 % Сu, то концентрация меди в зонах является промежуточной и возрастает по мере развития процесса. Эти зоны получили название зон Гинье–Престона (ГП). Зоны ГП в сплавах Al–Cu имеют пластинчатую форму и образуются на кристаллографических плоскостях (100). Зоны ГП – это часть твердого раствора, их кристаллическая структура такая же, как и твердого раствора, но постоянная решетки несколько меньше из-за повышенной концентрации меди, атомный радиус которой меньше, чем алюминия. Для зон ГП характерны небольшие размеры (толщина 0,5–1,0 нм, диаметр 4–10 нм).

▪Затем в твердом растворе образуются выделения промежуточной

θ"-фазы, состав которых соответствует фазе Al2Cu. Фаза θ" с тетрагональной, отличной от матрицы решеткой полностью когерентна с алюминиевым твердым раствором. Для этой фазы характерно упорядоченное взаимное расположение атомов меди и алюминия, при котором часть плоскостей занята только атомами меди, а часть – только атомами алюминия. Максимальная толщина выделений θ" составляет 10 нм, а диаметр – до 150 нм. Фазу θ" лишь условно можно назвать фазой, поскольку частицы θ" не имеют дискретной границы раздела с матрицей.

▪Из твердого раствора выделяются частицы промежуточной θ'-фазы. Эта стадия является началом собственно распада твердого раствора. Фаза θ'

по составу соответствует стабильной фазе θ (А12Сu), имеет свою кристаллическую решетку, отличную и от решетки алюминия, и от решетки θ-фазы, промежуточную в том смысле, что она легче сопрягается с решеткой алюминия, чем решетка θ-фазы. Выделения θ'-фазы сопряжены, когерентны с решеткой алюминия по плоскостям (100). Таким образом, θ'-фаза не полностью отделена от матрицы поверхностью раздела. Выделения θ'-фазы образуются из θ"-фазы, однако при повышении температуры не все частицы θ" превращаются в частицы θ', часть их растворяется, вместе с тем не исключена возможность образования частиц θ' непосредственно из твердого раствора.

▪Образуется стабильная θ-фаза (Al2Cu), когерентность решеток матрицы и выделяющейся фазы полностью нарушаются.

▪Происходит коагуляция θ-фазы (А12Сu).

Деление процесса распада на 5 приведенных выше стадий условно, (в сплаве могут быть одновременно зоны ГП и θ"-, θ"- и θ', θ'- и θ-частиц), но полезно для понимания направления, в котором идет процесс.

86

Рассмотренные выше стадии охватывают процесс распада пересыщенного твердого раствора полностью, до получения равновесного состояния.

При естественном старении обычно образуются зоны ГП, при искусственном старении – θ'-фаза. Четвертая и пятая стадии наблюдаются лишь при отжиге, т.е. при нагреве до температур 300–400 оС.

Схема распада пересыщенного твердого раствора в сплавах Al–Cu в основном справедлива и для термически упрочняемых сплавов других систем, двойных и более сложных. Отличие заключается лишь в том, что в каждом сплаве – свои (одна или несколько) упрочняющие фазы. Упрочняющими фазами в алюминиевых сплавах являются интерметаллиды, которые характеризуются переменной растворимостью в алюминии и при нагреве под закалку растворяются в алюминии, а при старении и других нагревах закаленного сплава выделяются из пересыщенного твердого раствора (или, по крайней мере, происходят процессы подготовки к их выделению).

В сплавах Al–Cu упрочняющей фазой является θ-фаза (А12Сu), выше описаны промежуточные этапы ее выделения из пересыщенного твердого раствора. В других алюминиевых сплавах упрочняющими фазами служат: в Al–Cu–Mg-сплавах – θ (А12Сu) и S (Al2CuMg); в Al–Zn–Mg- и А1–Zn–Mg–Cu-сплавах – η (MgZn2) и Т (Al2Mg3Zn3); в Al–Mg–Si-сплавах – β (Mg2Si); в Al–Li-сплавах – δ(AlLi).

При выделении каждой упрочняющей фазы из пересыщенного твердого раствора установлены промежуточные стадии, аналогичные тем, которые выше описаны для А1–Сu-сплавов.

Стадии распада пересыщенного твердого раствора в различных алюминиевых сплавах можно изобразить следующим образом:

Распад твердого раствора происходит:

▪ при пересыщенности твердого раствора легирующими компонен-

тами;

▪ при определенной пересыщенности вакансиями.

Если концентрация вакансий меньше некоторой критической величины, то распад твердого раствора не начинается, несмотря на его пересыщение легирующими компонентами.

Последнее положение иллюстрируется довольно широко распространенным для алюминиевых и других сплавов явлением: в структуре со-

87

старенных сплавов при исследовании в электронном микроскопе у границ зерен, которые являются местом стока вакансий, обнаруживаются зоны твердого раствора, свободные от выделений, т.е. зоны нераспавшегося твердого раствора (рис. 3.9). В результате стока вакансий к границам зерен в процессе охлаждения с температуры закалки концентрация вакансий в приграничных объемах твердого раствора оказывается меньше критической.

Рис. 3.9. СтруктурасплаваAl–4,2 % Zn–l,8 % Mg,

состаренного при 180 оС. 5 ч. х 26000

Холодная пластическая деформация закаленных алюминиевых сплавов, которая значительно увеличивает плотность вакансий и дислокаций в решетке, ускоряет распад твердого раствора при прочих равных условиях, поскольку выделение промежуточных фаз предпочтительнее на дефектах кристаллической решетки.

Изменения структуры алюминиевых сплавов при распаде пересыщенных твердых растворов влияют на свойства сплавов.

Рост прочности закаленных алюминиевых сплавов (рис. 3.10) связан с первыми стадиями процесса распада пересыщенных твердых растворов: с образованием зон ГП, с выделением промежуточных метастабильных θ"-θ'-фаз (в сплавах Al–Cu). Последующие стадии – нарушение когерентности выделений метастабильных фаз, образование и коагуляция стабильных фаз – обусловливают снижение прочности.

Температуру старения алюминиевых сплавов выбирают экспериментально (рис. 3.11), она обычно соответствует либо образованию в пересыщенных твердых растворах зон ГП, либо выделению метастабильных когерентных фаз.

При выборе режима старения (температура и продолжительность), как правило, исходят из условия обеспечения максимальной прочности. Температура старения на максимальную прочность для различных алюминиевых сплавов колеблется от 20 (комнатная) до 200 оС. В последнее время, однако, нередки случаи, когда при выборе режима старения опреде-

88

ляющими являются другие свойства (например, коррозионная стойкость) и при этом приходится мириться с некоторым снижением прочностных характеристик сплава.

В России принята следующая система обозначений состояний

деформируемых алюминиевых сплавов после упрочняющей обработки: за-

калка и естественное старение – Т; закалка и искусственное старение на максимальную прочность – Т1; закалка и искусственное старение с некоторым перестариванием для повышения коррозионной стойкости (главным образом с целью обеспечения достаточной устойчивости против расслаивающей коррозии) – Т2; закалка и искусственное старение с бóльшим перестариванием, чем в предыдущем случае, для обеспечения необходимой устойчивости против коррозионного растрескивания – Т3. Два последних состояния относятся в основном к высокопрочным сплавам системы А1–Zn–Mg–Cu. Т5 – закалка полуфабрикатов с температуры окончания горячей обработки давлением и последующее искусственное старение на максимальную прочность; Т7 – закалка, усиленная правка растяжением (1,5–3 %) и искусственное старение на максимальную прочность.

Для литейных сплавов используется другая система обозначения состояний: закалка – Т4; закалка и кратковременное (неполное) искусственное старение – Т5; закалка и полное искусственное старение – Т6; закалка и стабилизирующий отпуск – Т7; закалка и смягчающий отпуск – Т8; искусственное старение без предварительной закалки – Т1 [1].

89