Студопедия Главная Случайная страница Задать вопрос

Разделы: Автомобили Астрономия Биология География Дом и сад Другие языки Другое Информатика История Культура Литература Логика Математика Медицина Металлургия Механика Образование Охрана труда Педагогика Политика Право Психология Религия Риторика Социология Спорт Строительство Технология Туризм Физика Философия Финансы Химия Черчение Экология Экономика Электроника

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ СВЕДЕНИЯ. Изделия из алюминиевых сплавов подвергаются в большинстве случаев термической обработке: отжигу, закалке





 

Изделия из алюминиевых сплавов подвергаются в большинстве случаев термической обработке: отжигу, закалке, старению. Структура и свойства сплавов существенно зависят от режимов термической обработки, которые для алюминиевых сплавов достаточно разнообразны. Они имеют условные обозначения: Т1 – закалка с температур кристаллизации литых сплавов и искусственное старение; Т2 – отжиг; Т3 – закалка; Т4 – закалка и естественное старение; Т5 – закалка и неполное (кратковременное) искусственное старение; Т6 – закалка и полное искусственное старение; Т7 – закалка и стабилизирующий отпуск; Т8 – закалка и смягчающий отпуск; Т9 – обработка холодом простая и циклическая; Т10 – термомеханическая обработка.

Изделия и полуфабрикаты из алюминиевых сплавов изготавливаются либо методом литья (силумины, Al – Cu - сплавы и др.), либо путем пластического деформирования (дуралюмины Al – Cu – Mg, сплавы Al – Mg – Si и др.). При холодном деформировании, как известно, происходит наклеп (нагартовка). Поэтому в марке алюминиевых сплавов при необходимости оговаривается, каким способом рекомендуется изготавливать изделия и какова (%) остаточная нагартовка: М – мягкий отожженный сплав; Н – нагартованный (АМцН); П – полунагартованный (обычно проволочный сплав АМцП); Н1 – условно нагартованный на 15...20 % (АМцН1).

0тжигу подвергаются сплавы, находящиеся в неравновесном состоянии – литые, холоднодеформированные или предварительно термически обработанные с целью получения в них равновесной структуры.

Гомогенизирующий отжиг слитков устраняет химическую неоднородность (ликвацию) твердого раствора. Отжиг для стабилизации размеров литых изделий (режим Т2) проводится в случае, если изделия при работе не испытывают больших нагрузок, но требуется сохранение их размеров в процессе эксплуатации (например, детали приборов из сплава АЛ9). Отжиг при 290 оС обеспечивает в изделиях стабильно равновесную структуру, в которой никаких превращений затем не протекает.

Рекристаллизационный отжиг пластически деформированных изделий устраняет текстуру сплава и снижает наклеп. В результате образуется равноосная высокопластичная структура. Разупрочняющий отжиг термически обработанных изделий разупрочняет упрочненные предшествующей термической обработкой сплавы, возвращая их к исходной, более равновесной структуре. Отжиг, за исключением режима Т2, для алюминиевых сплавов является не окончательной операцией, а промежуточной или подготовительной в технологическом процессе производства изделий.

Рис. 11.1. Схема диаграммы состояния системы Al– основной

легирующий элемент (В)

 

3акалка алюминиевых сплавов производится с целью получения в них путем быстрого охлаждения неравновесной структуры – пересыщенного твердого раствора легирующих элементов в алюминии. Закаливают сплавы систем, в которых наблюдается переменная растворимость хотя бы одного из элементов в основном растворе, увеличивающаяся при повышении температуры (рис. 11.1) .

Сплавы со структурой пересыщенного твердого раствора характеризуются сравнительно высокими пластичностью и прочностью. В большинстве случаев прочность их может быть дополнительно повышена за счет последующего старения. Однако ряд сплавов системы Al – Mg, например АЛ8 (9,5...11,5 % Mg) и особенно сплавы Al – Si и Al – Mn, упрочняются в основном не в результате дисперсного твердения, а при закалке за счет легирования основного раствора. Поскольку в таких сплавах при последующем старении прочность повышается незначительно, а пластичность существенно снижается, то в качестве окончательной упрочняющей термической обработки для них применяется закалка (режим Т3). В этом случае нагрев под закалку ведется до сравнительно низких температур (например, для Д20 – до температуры 230...250 оС) с охлаждением на воздухе или в подогретом масле в зависимости от размеров и конфигурации изделий. Охлаждение с такими скоростями обеспечивает достаточную прочность сплавов (но не максимальную) при высокой пластичности и предупреждает образование закалочных трещин.

Нагрев сплавов под закалку в случае их последующего старения производится в однофазную область твердого раствора до допустимо высокой температуры, близкой к началу оплавления, что необходимо для полного растворения фаз упрочнителей (см. рис. 11.1).

Охлаждение ведется с максимальной скоростью для фиксации атомов элементов, растворившихся в решетке алюминия. Например, дуралюмин Д20 (6,5 % Cu; 1,6 % Mg; 0,4 % Mn) закаливается в воде или масле с температуры (535 ± 5) оС. Дуралюмин Д16 (4,4 % Cu, 1,5 % Mg, 0,6 % Mn), имеющий в литом состоянии структуру a-твердого раствора и фазы упрочнителей q (CuAl2), S (Al2MgCu), входящих в эвтектику, нагревают до 495... 602 оС. Температура плавления эвтектики равна 506 оС.

Старение или дисперсионное твердение – процесс распада нестабильного пересыщенного твердого раствора, полученного закалкой, путем диффузионного перераспределения атомов и постепенного приближения структуры к равновесному состоянию. В одних сплавах он начинается при комнатной температуре сразу же после охлаждения и усиливается с течением времени. Этот процесс, протекающий при сравнительно низких температурах, называется естественным старением (низкотемпературное старение). В других сплавах распад возможен при повышенных температурах – искусственное старение (высокотемпературное старение). Эти процессы чрезвычайно сложны. К настоящему времени достаточно полно изучен процесс искусственного распада пересыщенного твердого раствора меди в алюминии (сплавы системы Al – Cu), который условно можно разделить на несколько стадий.

1. Первая стадия включает структурные изменения, которые протекают без нагрева сплава. В этих условиях в пересыщенном твердом растворе меди в алюминии (рис. 11.2, а) атомы меди, диффузионно перемещаясь по решетке, группируются между атомными плоскостями с индексами {100} алюминиевой матрицы. Образуются так называемые зоны Гинье – Престона I (зоны Г.–П.I, рис. 11.2, б) – области скоплений атомов меди пластинчатой (дискообразной) формы субмикроскопических размеров. Их толщина не превышает 0,5...1,0 нм, диаметр равен 3,0...8,0 нм. Концентрация атомов меди в зонах Г.–П.I выше, чем в матричном твердом растворе, но ниже, чем в фазе CuAl2 , которая является упрочняющей в сплавах системы Al – Cu.

В зонах сохраняется тот же тип кристаллической структуры, что и в окружающем твердом растворе. Из-за разницы размеров атомов меди и алюминия, которая составляет около 10 %, решетка в зонах несколько деформирована, но упруго сопряжена (когерентно связана) с решеткой исходного твердого раствора. В результате сопряжения решеток вокруг зон Г.–П.I решетка твердого раствора также деформируется, в растворе создаются поля упругих искажений. Это приводит к изменению свойств сплава. В частности, возрастает его твердость и тем сильнее, чем больше количество зон Г.–П.I.

2. На второй стадии распада при некотором повышении температуры образуются зоны Гинье – Престона типа II (рис. 11.2, в), часто называемые переходной q"-фазой. Зоны Г.–П.II отличаются от зон Г.–П.I большей протяженностью (до 30...40 нм) и толщиной (до 2...3 нм), повышенным содержанием меди, приближающимся к ее содержанию в CuAl2. Кроме того, в зонах Г.–П.II наблюдается упорядоченное расположение атомов меди, близкое к расположению в CuAl2. Однако зоны Г.–П.II по-прежнему не представляют собой самостоятельной фазы, они когерентны с матрицей. Увеличение размеров зон Г.–П.II, их еще большее пересыщение атомами меди и упорядочение приводят к значительным искажениям кристаллической решетки твердого раствора в областях сопряжения и, как следствие, к существенному повышению твердости сплава и падению его пластичности.

Образование зон Г.–П.I и Г.–П.II еще не представляет собой процесса распада пересыщенного твердого раствора. Поэтому две названных стадии можно объединить в одну – стадию предвыделения или латентный (скрытый) период распада, поскольку зоны Г.–П. весьма малы и не всегда обнаруживаются даже с помощью электронного микроскопа.

3. При повышенных температурах (» 200 оС) процесс распада пересыщенного твердого раствора происходит путем образования метастабильной промежуточной q' фазы (рис. 11.2, г, д), которая также когерентно связана с матрицей по плоскостям {100}. Ее химический состав соответствует составу CuAl2. q'-фаза образуется либо непосредственно из твердого раствора путем самопроизвольного (спонтанного) зарождения в нем центров кристаллизации q'-фазы, либо когда центрами кристаллизации этой фазы являются существующие при данных температурах зоны Г.–П.II. Образование q'-фазы с кристаллическим строением, отличающимся от решетки твердого раствора, и ее существование в твердом растворе приводит к дальнейшему упрочнению искусственно состаренного сплава.

Размеры зон и q'-фазы возрастают по мере развития процесса старения, например с увеличением выдержки сплава при заданной температуре (см. рис. 11.2, г), и достигают определенной величины. Между все еще пересыщенным твердым раствором и q'-фазой устанавливается метастабильное или коллоидное равновесие (равновесие дисперсных структур).

 

 

Рис. 11.2, а. Электронная микрофотография сплава Al + 4,1 % Cu (Х2500Х2):

пересыщенный a-твердый раствор, в структуре наблюдаются единичные

дислокации.

 

 

Рис. 11.2, б. Электронная микрофотография сплава Al + 4,1 % Cu (Х2500Х2):

зонная стадия распада a-твердого раствора (зоны Г.–П.I)

 

 

Рис. 11.2, в. Электронная микрофотография сплава Al + 4,1 % Cu (Х2500Х2):

зонная стадия распада a-твердого раствора (зоны Г.– П. II)

 

 

Рис. 11.2, г. Электронная микрофотография сплава Al + 4,1 % Cu (Х2500Х2):

a + q' - фаза, расположенная по плоскостям {100} решетки Al

 

Если в искусственно состаренном сплаве пересыщенный твердый раствор находится в равновесии с образованными зонами Г.–П. или дисперсными выделениями q'-фазы, он может быть частично или полностью возвращен (возврат) в исходное свежезакаленное состояние путем кратковременного нагрева. Возврат возможен потому, что твердый раствор на всех стадиях искусственного старения по отношению к выделившимся образованиям является ненасыщенным медью, и эти образования при нагреве растворяются в нем.

На рис. 11.2 приведены электронные микрофотографии сплава Al + 4,1 % Cu в закаленном состоянии на всех этапах искусственного старения при 200 оС. В пересыщенном a-твердом растворе меди в алюминии хорошо видны единичные дислокации (рис. 11.2, а). Заметна (рис. 11.2, г) ориентированность выделений q' -фазы: направления <110> матрицы параллельны направлениям <100> q'-фазы. Видно, что дисперсность q'-фазыуменьшается с увеличением длительности старения.

4. Повышение температуры до 300...400 оС вызывает срыв когерентной связи (срыв когерентности) и образование самостоятельной стабильной q-фазы (CuAl2) в виде включений.

5. Более высокий нагрев приводит к коагуляции образовавшихся частиц q-фазы. Срыв когерентности и коагуляции частиц (4-я и 5-я стадии) вызывает разупрочнение искусственно состаренного сплава.

Первые две стадии распада пересыщенного твердого раствора, связанные с образованием зон Г.–П., называют зонным старением, последующие стадии – фазовым старением.

Таким образом, последовательность процесса искусственного старения сплавов системы Al – Cu следующая:

a-пересыщенный твердый раствор ® Г.– П. ® q" ® q' ® q (CuAl2).

В данном случае процесс a-пересыщенный ® a-нормальный раствор протекает через две промежуточные фазы. Количество промежуточных фаз при старении зависит от степени несоответствия кристаллических структур исходного a-раствора и конечной упрочняющей фазы. Последовательность и характер процесса искусственного старения для сплавов различных систем своеобразны. Например, в промышленных сплавах типа дуралюмина, которые содержат медь, магний и кремний, выделяется упрочняющая фаза S (Al2MgCu) по схеме:

a-пересыщенный твердый раствор ® Г.– П. с ориентацией по {021} ® S' ® S.

Схема старения сплавов различных систем одинакова. Форма зон Г.–П., их ориентация в матричном растворе, число переходных фаз и, наконец, состав фаз, и их строение не одинаковы.

Искусственное и естественное старение – два различных процесса. При естественном старении имеют место только две первые стадии – образование зон Гинье – Престона. Скорость их образования в этом случае очень мала, что объясняется замедленной диффузией атомов меди в связи с низкой температурой старения.

 

Рис. 11.3. Изменение предела прочности закаленных дуралюминов в зависимости от длительности выдержки и температуры старения

 

При искусственном старении возможны все пять стадий. Скорость упрочнения сплавов растет с повышением температуры старения (рис. 11.3). Для максимального упрочнения закаленных сплавов (режим Т6) процесс искусственного старения заканчивают до стадий их разупрочнения, т. е. длительность процесса старения ограничивают образованием q'-фазы.

Четвертая и пятая стадии (300...400 0С), по сути дела являются отжигом алюминиево-медных сплавов, в результате которого образуется гетерогенная равновесная структура – твердый раствор a и выделения упрочняющей фазы.

Большое технологическое значение имеет период времени, в течение которого закаленные алюминиевые сплавы сохраняют свою пластичность. В это время проводятся такие окончательные операции, как расклепка заклепок, гибка и правка изделий и т. п. Он может быть удлинен перенесением закаленных изделий в контейнеры с отрицательной температурой.

Длительность процесса старения закаленных алюминиевых сплавов может быть различной в зависимости от требуемых механических свойств – прочности и пластичности.

 






Дата добавления: 2014-11-10; просмотров: 478. Нарушение авторских прав

Studopedia.info - Студопедия - 2014-2017 год . (0.01 сек.) русская версия | украинская версия