Термическая обработка алюминиевых сплавов

Термическая обработка слитков и деформированных полуфабрикатов является мощным средством воздействия на их структуру и свойства. Большое разнообразие структур, которые могут быть получены в алюминиевых сплавах после различной термообработки. — результат различной степени отклонения сплавов от термодинамически равновесного состояния при комнатной температуре.

Равновесная структура промышленных алюминиевых сплавов, суммарное содержание легирующих компонентов в которых, за редким исключением, не превышает 15…18%, представляет собой твердый раствор с низким содержанием легирующих компонентов (десятые доли процента) с включениями интерметаллидных фаз Al₂Cu, Al₂CuMg, MgZn₂, Mg,Si и т.д. При таком фазовом составе сплавы, как правило, обладают низкой прочностью и очень высокой пластичностью. Самой неустойчивой при комнатной температуре структурой в алюминиевых сплавах, имеющих фазовые превращения в твердом состоянии (термически упрочняемых сплавах), является пересыщенный твердый раствор легирующих компонентов в алюминии, концентрация которых может в десятки раз превышать равновесную. При такой структуре алюминиевые сплавы также пластичны, но значительно прочнее, чем в равновесном состоянии.

Для достижения максимальной прочности термически упрочняемых сплавов необходимо за счет регламентированных нагревов получить некоторую промежуточную структуру, которая соответствует начальным стадиям распада пересыщенного твердого раствора.

Термической обработкой можно достичь большого разнообразия структур и в сплавах, не имеющих фазовых превращений в твердом состоянии, но только в том случае, когда исходное неравновесное состояние получено либо при литье (в процессе неравновесной кристаллизации), либо путем деформации.

Для алюминиевых сплавов широкое распространение в металлургическом производстве получили три основных вида термообработки: отжиг, закалка, старение.

Отжиг

Отжиг слитков или деформированных полуфабрикатов применяется в тех случаях, когда возникшее по тем или иным причинам неравновесное состояние сплава обусловливает появление нежелательных свойств, чаще всего пониженной пластичности.

Применительно к алюминиевым сплавам наиболее распространены три разновидности неравновесных состояний.

1. Неравновесное состояние, свойственное литым ставам. Скорость охлаждения сплавов при кристаллизации слитков значительно превышает скорости охлаждения, необходимые для равновесной кристаллизации. Рассмотренные особенности литой структуры деформируемых алюминиевых сплавов, в частности неравновесная эвтектика по границам дендритных ячеек в виде почти непрерывных ободков интерметаллидных фаз (рис. 1.12), обусловливают пониженную пластичность слитков, особенно из высокопрочных (высоколегированных) сплавов, а отсюда трудности их деформирования.

2. Неравновесное состояние, вызванное пластической деформацией, особенно холодной. Основные особенности структуры деформированного алюминия и его сплавов, а также причины нестабильности деформированного металла описаны выше.

3. Неравновесное состояние, являющееся результатом предыдущей упрочняющей обработки (закалки и старения). Основная особенность такого состояния — присутствие в сплаве более или менее пересыщенного (легирующими компонентами) твердого раствора с дисперсными выделениями интерметаллидных фаз. Между этим неравновесным состоянием и двумя выше рассмотренными имеется принципиальное различие: оно может быть получено только в сплавах, претерпевающих фазовые превращения в твердом состоянии, т.е. в термически упрочняемых сплавах, в то время как два других состояния наблюдаются и в сплавах без фазовых превращений в твердом состоянии, и в сплавах с такими превращениями.

Все рассмотренные разновидности неравновесных структур могут быть устранены отжигом, причем во всех случаях после отжига повышается пластичность (хотя другие свойства в зависимости от исходного состояния меняются по-разному). Очевидно, что процессы, происходящие при отжиге литого, деформированного и предварительно термически обработанного материала, различны, а следовательно, необходимо выбирать и разные режимы отжига.

В соответствии с тремя рассмотренными выше разновидностями неравновесных состояний, наблюдающихся у алюминиевых сплавов, различают три разновидности отжига:

1. гомогенизирующий отжиг слитка, или гомогенизация;
2. рекристаллизационный и дорекристаллизационный отжиг деформированных изделий после обработки давлением;
3. гетерогенизационный отжиг, как правило, термически упрочненных полуфабрикатов (дораспад пересыщенного твердого раствора и коагуляция выделившихся интерметаллидов) с целью разупрочнения.

Гомогенизация — разновидность отжига, которая применяется при производстве деформированных полуфабрикатов. Гомогенизация слитка — первая термическая обработка в технологическом процессе. Слиток с неоднородной, термодинамически неустойчивой структурой подвергают отжигу, в результате которого его структура становится более гомогенной, пластичность повышается, что позволяет значительно интенсифицировать последующую обработку давлением (прессование, прокатку) и уменьшить технологические отходы. Во многих случаях гомогенизация позволяет также улучшить свойства деформированных полуфабрикатов.

Рассмотрим сущность гомогенизации и принципы выбора режима гомогенизации на примере двойного сплава Аl—4% Cu (рис. 1.13). Хотя равновесная структура сплава представляет собой обедненный медью твердый раствор и вторичные выделения 0-фазы (Аl₂Cu), в слитках в результате неравновесной кристаллизации образуется неравновесная эвтектика, интерметаллидный ободок по границам дендритных ячеек (см. рис. 1.12) состоит из эвтектических (достаточно грубых) включений 0-фазы (Аl₂Cu). Очевидно, что если сплав нагреть до температуры выше температуры сольвуса и выдержать при этой температуре, то эвтектические включения 9 (Аl₂Cu) растворятся, выровнится концентрация меди по сечению дендритных ячеек и сплав будет иметь гомогенную однофазную структуру. Из вышеуказанного следует, что температура гомогенизации (troM) должна быть выше температуры полного растворения легирующих компонентов в алюминии, т.е. выше на рис. 1.13, но ниже температуры равновесного солидуса (tсол). Кроме того, при выборе температуры гомогенизации следует учитывать наличие в слитке неравновесной эвтектики, температура плавления которой равна tэв. Если слиток быстро нагреть до температуры выше tзв. то эвтектика расплавится, образовавшаяся жидкость через некоторое время снова закристаллизуется, по-скольку медь из нее продиффундирует в твердый раствор. Тем не менее нагрев при гомогенизации, да и при любом виде термообработки, до появления жидкой фазы обычно не допускается, поскольку это сопровождается межзеренным окислением и образованием пористости, что приводит к снижению прочности и особенно пластичности сплавов.

Таким образом, ггом должна быть ниже л,в, однако во многих случаях для ускорения процесса гомогенизации ее выбирают выше tэв, но в этом случае нагрев до температуры ггом должен производиться медленно с тем, чтобы неравновесная эвтектика рассосалась (растворились интерметаллидные эвтектические включения) до достижения температуры t3B.

Нагрев и выдержка при гомогенизации должны обеспечить полное растворение неравновесных эвтектических включений в-фазы (Аl₂Cu). Выдержка должна быть тем больше, чем грубее эти включения, величина которых зависит от скорости кристаллизации при литье. В общем случае выдержка при гомогенизации зависит от коэффициента диффузии компонентов, содержащихся в растворенной фазе.

Температура гомогенизации для промышленных алюминиевых сплавов колеблется в пределах от 450 до 560 °С, а выдержка — от 4 до 36 ч. Выдержка выбирается экспериментально, главным образом из соображений достаточно полного растворения неравновесных интерметаллидных фаз, образованных основными легирующими компонентами алюминиевых сплавов (медью, магнием, кремнием, цинком, литием). Вместе с тем гомогенизация не должна быть излишне длительной. Установлено, что длительная гомогенизация может привести к отрицательным эффектам, например, к образованию вторичной водородной пористости в слитке.

Скорость охлаждения при гомогенизации обычно не регламентируют, слитки охлаждают с печью или на воздухе. При таком сравнительно медленном охлаждении растворенные легирующие компоненты снова выделяются из твердого раствора в виде вторичных интерметаллидных кристаллов. Однако эти кристаллы гораздо меньше имевшихся до гомогенизации эвтектических включений и более равномерно распределены, поэтому пластичность сплава остается достаточно высокой.

Изложенная на примере сплавов Аl — Cu сущность процесса гомогенизации может быть распространена и на более сложные алюминиевые сплавы. Отличие этих сплавов от двойных сплавов Аl — Cu заключается лишь в том, что в результате дендритной ликвации у сложных сплавов в литом состоянии твердый раствор неоднороден не только по содержанию меди, но и по содержанию других компонентов (Mg, Zn, Si. Li), а по границам дендритных ячеек залегает не двойная (или не только двойная) эвтектика а + 9(Аl₂Cu), а более сложные неравновесные эвтектики, и соответственно, при гомогенизации происходит растворение различных интерметаллидных фаз.

В том случае, когда в сплавах содержатся наряду с одним или несколькими вышеупомянутыми основными компонентами добавки переходных металлов (Mn, Cr, Zr), структурные превращения, происходящие при гомогенизации, усложняются. Образующийся в этих сплавах при кристаллизации твердый раствор содержит почти весь марганец (хром, цирконий), имеющийся в сплаве (конечно, это справедливо только для тех количеств переходных металлов, которые допускаются в промышленных сплавах). Твердый раствор в слитке пересыщен переходными металлами не только при комнатной температуре, но и при температурах 450…560 °С, при которых гомогенизируют стандартные сплавы, поскольку растворимость марганца и других переходных металлов при этих температурах очень мала. На рис. 1.14 в одном масштабе вычерчены кривые изменения растворимости меди, магния и марганца в алюминии в зависимости от температуры. Видно, что при температурах гомогенизации растворимость меди, магния и др. основных легирующих компонентов (Zn, Li, Si) велика, а растворимость марганца мала, поэтому в процессе выдержки при этих температурах медные, магниевые, литиевые, кремниевые интерметаллиды растворяются. Вместе с тем из твердого раствора выделяются марганцевые (хромовые, циркониевые) интерметаллиды, являющиеся продуктами распада пересыщенного твердого раствора, образовавшегося при кристаллизации.

На рис. 1.15 показано влияние марганца на микроструктуру литого сплава Д16 после гомогенизации. Видно, что в процессе гомогенизации сплава с Мп наряду с растворением эвтектических включений в-фазы (Аl₂Cu) и S-фазы (Al₂CuMg) из твердого раствора выделяется марганцевый интерметаллид в дисперсном виде.

Таким образом, применительно к сплавам, в состав которых кроме Cu, Mg, Zn, Si, Li входят переходные металлы (Mn, Cr, Zr), описанная выше термообработка (гомогенизирующий отжиг), гомогенизируя структуру по основным компонентам, обусловливает и некоторую гетерогенизацию — выделение алюминидов переходных металлов. Дисперсные частицы марганцевых, хромовых, циркониевых интерметаллидов влияют на температуру рекристаллизации деформированных полуфабрикатов, полученных из гомогенизированных слитков. При оптимальной дисперсности этих интерметаллидов температура рекристаллизации некоторых полуфабрикатов (особенно горячедеформированных) может быть выше температуры конечной термообработки. В этом случае в готовых изделиях (после термообработки) сохраняется нерекристаллизованная (полигональная) структура, обусловливающая значительный прирост прочности (структурное упрочнение).

Правильно выбранный режим гомогенизации слитков должен обеспечить, с одной стороны, достаточно полное растворение неравновесных эвтектических включений интерметаллидов основных компонентов, а с другой стороны, оптимальную степень распада твердого раствора имеющихся в сплаве переходных металлов в алюминии. Гомогенизация при слишком высокой температуре или слишком длительная гомогенизация может вызвать коагуляцию продуктов распада твердых растворов Mn (Cr, Zr) в алюминии и практически полностью исключить полезное влияние этих компонентов на свойства готовых изделий. Отсутствие гомогенизации или недостаточная гомогенизация обусловливают сохранение части переходных металлов в твердом растворе (особенно это относится к цирконию), что также ведет к неполному проявлению их полезного действия. Дисперсные алюминиды переходных металлов, помимо положительного влияния на механические свойства деформированных полуфабрикатов, значительно уменьшают склонность ряда сплавов к коррозии под напряжением.

Таким образом, гомогенизация, являясь средством повышения пластичности слитков перед обработкой давлением, оказывает многогранное влияние на структуру и свойства деформированных полуфабрикатов. В связи с этим гомогенизация широко применяется при производстве полуфабрикатов не только из высокопрочных сплавов, но и мягких сплавов (даже из технического алюминия).

В последнее время в результате работ, проведенных В.В.Захаровым и Ю.Н.Кукушкиным, применительно к слиткам для производства прессованных профилей из высокопрочных сплавов, разработан процесс гомогенизации с последующим гетерогенизационным отжигом. Цель такой обработки — предельно обеднить твердый раствор легирующими компонентами при температуре прессования, что приводит к снижению усилия истечения металла и существенному (на 30…50%) повышению скорости истечения при прессовании. Режим гомогенизации с последующим гетерогенизационным отжигом показан на рис. 1.16. Гетерогенизационный отжиг проводится при температуре минимальной устойчивости твердого раствора, что обеспечивает его быстрый распад (достаточна выдержка 1…2 ч) и определенную коагуляцию продуктов распада. Слиток, подвергнутый такой обработке и имеющий минимальное содержание легирующих компонентов в твердом растворе, при нагреве перед прессованием, а это, как правило, быстрый индукционный нагрев, сохраняет свое структурное состояние, что и определяет повышение технологичности при прессовании.

Рекристаллизационный отжиг наиболее распространен в качестве промежуточной термической обработки между операциями холодной деформации или между горячей и холодной деформацией. В ряде случаев рекристаллизационный отжиг используют и в качестве окончательной термообработки деформированных полуфабрикатов, когда необходимо иметь сочетание низкой или умеренной прочности с высокими характеристиками пластичности.

При нагреве деформированных металлов и сплавов до определенной температуры (температуры начала рекристаллизации), которая для технически чистых металлов составляет 0,4 Т_пл, а для сплавов несколько выше, в них начинается процесс образования и роста новых зерен с совершенной кристаллической структурой (плотность дислокаций уменьшается на несколько порядков). Все свойства деформированного металла (или сплава) в результате рекристаллизации меняются в направлении, обратном тому, в котором они менялись при деформации, т.е. прочность и твердость снижаются, а пластичность возрастает. Эта закономерность справедлива для тех условий нагрева, при которых не наблюдается еще заметной собирательной рекристаллизации.

Величина рекристаллизованного зерна, в значительной степени влияющая на свойства материала после отжига, зависит от следующих основных факторов:

1. степени деформации пред отжигом;
2. температуры нагрева;
3. скорости нагрева;
4. продолжительности выдержки.

Характер зависимости величины рекристаллизованного зерна отожженных алюминия и алюминиевых сплавов от степени предшествующей деформации показан на рис. 1.17. Величина критической степени деформации, т.е. деформации, обусловливающей образование зерна максимальной величины, для разных алюминиевых сплавов колеблется в широких пределах, для алюминия она равна 1…3% (в зависимости от содержания примесей), а для сплавов выше (4…10%).

По мере повышения температуры нагрева величина рекристаллизованного зерна возрастает, увеличивается она также и с ростом продолжительности выдержки, что связано с собирательной рекристаллизацией. Однако крупное зерно может образоваться и при первичной рекристаллизации, т.е. при нагреве до сравнительно невысоких температур, не намного превышающих температуру окончания рекристаллизации. Крупное зерно при первичной рекристаллизации обычно образуется в том случае, когда сплав имеет гетерогенную структуру с неравномерным (по объему матрицы) распределением интерметаллидных фаз. При этом, как показывают эксперименты, крупные зерна в таких сплавах образуются при условиях длительного пребывания (десятки минут) деформированных полуфабрикатов при температурах между началом и концом рекристаллизации или незначительно превышающих температуру конца рекристаллизации. Такие условия на практике обычно возникают при медленном нагреве деформированных полуфабрикатов до температуры отжига. Схема, иллюстрирующая влияние скорости нагрева при рекристаллизационном отжиге на продолжительность пребывания материала при температурах между началом и концом рекристаллизации, а следовательно, на величину зерна, показана на рис. 1.18. Следует также учитывать, что при загрузке садки в нагретую печь скорость нагрева зависит от температуры нагрева: чем выше температура нагрева, тем больше скорость нагрева.

Таким образом, во избежание собирательной рекристаллизации температура рекристаллизационного отжига не должна быть высокой, но во избежание образования крупного зерна при первичной рекристаллизации она должна существенно превышать температуру окончания рекристаллизации. На практике температура рекристаллизационного отжига на 50… 150 °С превышает температуру окончания рекристаллизации и для промышленных алюминиевых сплавов колеблется в пределах от 300 до 500 °С. Выдержка при температурах рекристаллизационного отжига составляет 0,5… 2 ч.

Для алюминиевых сплавов, не упрочняемых термообработкой, скорость охлаждения при рекристаллизационном отжиге, как правило, не играет роли и может выбираться произвольно (садку после выдержки в печи обычно охлаждают на воздухе). Для термически упрочняемых сплавов скорость охлаждения должна быть определенной, как правило, не выше 30 °С/ч до 200…250 °С (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. Ряд алюминиевых сплавов, не упрочняемых термообработкой, претерпевает фазовые превращения в твердом состоянии, поэтому структура таких сплавов после охлаждения от температуры отжига с разными скоростями будет различной, но эти различия практически не влияют на механические свойства. Другие свойства, в частности коррозионная стойкость некоторых сплавов, более чувствительны к изменению структуры, которое наблюдается в зависимости от скорости охлаждения при отжиге. Например, сплав АМгб после охлаждения на воздухе гораздо менее склонен к коррозии под напряжением, чем после охлаждения в воде.

Дорекристаллизационным отжигом является неполный отжиг, который 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 неупрочняемых 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, НЗ), получают обычно неполным отжигом сильно нагартованного материала.

Гетерогенизационный отжиг термически упрочненных полуфабрикатов 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). После упрочняющей термообработки основной структурной составляющей алюминиевых сплавов является пересыщенный твердый раствор легирующих элементов в алюминии с выделениями дисперсных частиц интерметаллидов. 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 удовлетворяют температуры 350…420 °С.

Рассмотрим на примере сплава Аl—4% Cu превращения, происходящие в закаленном сплаве при отжиге. Пересыщенный твердый раствор в закаленном сплаве содержит 4% Сu. Выдержка сплава при температуре отжига 10 приводит к выделению из твердого раствора избытка меди в виде 9-фазы (Аl₂Сu), содержание меди в твердом растворе снижается до равновесной при этой температуре концентрации С0. Однако, как видно на рис. 1.13, С0 значительно больше С, (равновесной концентрации меди при комнатной температуре) и даже С2 (при 200 °С). Для того чтобы равновесное состояние при температуре /0 осталось равновесным и при комнатной температуре, и при 200 °С (различие в растворимости меди в алюминии при 20 и 200 °С невелико и им можно пренебречь), охлаждение от температуры 10 до 20 °С (на практике до 200…250 °С) 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 °С/ч.

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, Mg, 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 °С). В результате такой обработки структура, свойственная температуре нагрева, может быть получена при комнатной температуре, так как при быстром охлаждении распад твердого раствора (выделение интерметаллидных фаз) не успевает происходить. Содержание легирующих компонентов в алюминиевом твердом растворе после закалки значительно превышает их предельную равновесную концентрацию при комнатной температуре, т.е. при комнатной температуре твердый раствор пересыщен (и, как правило, в очень сильной степени). Так, если сплав Аl+4% Сu нагреть до температуры t₃, выдержать некоторое время, необходимое для полного растворения 9-фазы (Аl₂Сu) в алюминии, и охладить в воде до комнатной температуры, то твердый раствор, содержащий 4,0% Сu, в результате быстрого охлаждения будет сохранен или, как часто говорят, зафиксирован при комнатной температуре. Поскольку равновесная растворимость меди в алюминии при низких температурах составляет около 0,2%, твердый раствор в закаленном сплаве Аl+4% Сu пересыщен медью более чем в 20 раз.

Пересыщенный твердый раствор легирующих компонентов в алюминии, который получают в сплавах в результате закалки, определяет повышение прочности после закалки и возможность дальнейшего упрочнения при старении.

Рассмотрим основные принципы выбора режима закалки алюминиевых сплавов. Температура нагрева под закалку должна обеспечить как можно более полное растворение интерметаллидных фаз в алюминии. Если содержание легирующих компонентов в сплавах не превышает их предельной растворимости при эвтектической температуре (например, 5,65% Сu в сплавах Аl-Сu, то легирующие компоненты практически полностью могут быть растворены при нагреве под закалку; температура нагрева в этом случае должна быть выше критической точки tv Если содержание легирующих компонентов превышает предельную растворимость, т.е. в структуре сплава в равновесных условиях имеются включения эвтектических или первичных кристаллов интерметаллидных фаз (например, в сплаве с 10% Сu), то полное растворение интерметаллидных фаз невозможно. В этом случае ориентиром для выбора температуры нагрева под закалку служит температура солидус (как правило, температура плавления наиболее легкоплавкой эвтектики); нагрев проводят до температуры на 5… 15 °С ниже линии солидус. Изменение температуры нагрева под закалку сплавов в зависимости от содержания меди показано на рис. 1.13 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 соображения по выбору 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 °С.

Выдержка при температуре нагрева под закалку должна обеспечить 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 определенной для каждого сплава критической скорости охлаждения vKp, которая определяется 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. 1.19 показаны такие диаграммы для двух алюминиевых сплавов — промышленного сплава системы Al-Cu-Mg (Д16) и сплава Аl — 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, в то время как для изделий из сплавов Al—Сu—Mg необходимо охлаждение в воде.

В промышленности большинство алюминиевых сплавов при закалке охлаждают в воде (как правило, в холодной, иногда в подогретой). Скорость охлаждения тонкостенных изделий в холодной воде (600…800 °С/с) значительно превышает критическую скорость охлаждения любого алюминиевого сплава, т.е. удовлетворяет главному требованию, предъявляемому к охлаждению при закалке.

При закалке толстостенных изделий в воде скорость охлаждения внутренних объемов по мере удаления от поверхности уменьшается, и при какой-то достаточно большой толщине близкие к центру объемы изделия будут охлаждаться со скоростью меньше критической, превращения переохлажденного твердого т.е. изделие не прокалится на которой центральные объемы охлаждаются при закалке со скоростью, равной критической, характеризует прокаливаемость сплава. Прокаливаемость тем выше, чем меньше критическая скорость охлаждения. Для промышленных алюминиевых сплавов критическая скорость охлаждения и соответственно прокаливаемость меняются в широких пределах (табл. 1.4).

Однако охлаждение в воде не может рассматриваться как оптимальный вариант закалки во всех случаях. Очень высокая скорость охлаждения при закалке в воде приводит к образованию больших внутренних напряжений, которые обусловливают коробление изделий. Это особенно проявляется в крупногабаритных изделиях сложной конфигурации (штамповки, панели), правка которых после закалки — весьма трудоемкая и дорогостоящая операция. Выбор для каждого сплава охлаждающих сред, обеспечивающих охлаждение со скоростью больше критической, но меньше, чем в воде, — актуальная задача.

Следует указать, что существуют алюминиевые сплавы, имеющие очень малую критическую скорость охлаждения при закалке, тонкостенные изделия из которых могут закаливаться с охлаждением на воздухе. К таким сплавам относятся низколегированные сплавы систем Al-Mg-Si (АД₃1), Al-Zn-Mg (1915, 1935), сплавы системы Al-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, как уже отмечалось, не ограничивается ее непосредственным влиянием на свойства. Обусловливая получение пересыщенных твердых растворов легирующих компонентов в алюминии, закалка обеспечивает возможность дальнейшего повышения прочности при старении. В табл. 1.5 приведен пример изменения механических свойств одного из наиболее распространенных термически упрочняемых алюминиевых сплавов Д16 после различных видов термообработки.

Старение

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

Сильная пересыщенность 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 °С. В некоторых алюминиевых сплавах (Аl—Cu-Mn) подготовка к распаду и начальные стадии распада происходят лишь при нагреве закаленного сплава до температур 100…200°С. 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, повышается), называют естественным старением.

Нагрев закаленных алюминиевых сплавов до относительно невысоких температур (обычно в интервале 100…200 °С) и выдержку при этих температурах (в пределах от нескольких часов до нескольких десятков часов) называют искусственным старением.

Способность многих алюминиевых сплавов к старению при комнатной температуре обусловила возникновение применительно к алюминиевым сплавам термина «свежезакаленное состояние», т.е. 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.
Процесс распада пересыщенных твердых растворов, на примере наиболее изученных Al-Cu-сплавов, по мере повышения температуры нагрева или увеличения продолжительности выдержки при постоянной температуре развивается следующим образом.

1. В твердом растворе образуются субмикроскопические области — зоны с повышенным содержанием меди. Если, например, в твердом растворе содержится 4% Cu, а в химическом соединении 0 (АlСu), 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 — 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).

2. В твердом растворе образуются выделения промежуточной 9″-фазы, состав которых соответствует фазе Аl₂Сu, Фаза 8″ с тетрагональной, отличной от м

Вам также могут быть интересны статьи:

Аморфные сплавы и композиции Криогенная обработка (обработка глубоким холодом) Характеристика фрикционного износа сплавов Способы сверхбыстрой закалки сплавов Применение титанотанталовых твердых сплавов при точении труднообрабатываемых сталей Материалы для трущихся деталей часть 2: бронзы, баббиты. Влияние термообработки на степень упрочнения сплавов

(1 оценок, среднее: 5,00 из 5)

Загрузка...