Файл: Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов учебник.pdf

Рис. 190. Кривые истинные напряжения — удлинение сплава А1 —4% Си смононристальнсй матрицей и ‘выделениями равного типа (Файн, Бирн и Келли)

Сплав с зонами ГП и когерентными выделениями 0"-фазы от­ личается высоким начальным напряжением течения и малой ве­ личиной деформационного упрочнения. Наклон кривых истинных напряжений сплава с зонами ГП и ©"-фазой небольшой.

Вмонокристаллах, результаты испытания которых пред­

А1—4% Си показывает, что дислокации не проталкиваются между зонами ГП и выделениями 0"-фазы, а перерезают их.

Выделения 0"-фазы сильнее повышают уровень напряжений течения сплава А1—Си, чем зоны ГП, так как вокруг них в мат­ рице выше упругие напряжения [см. структурное несоответствие решеток матрицы и 0"-фазы по плоскостям (010) и (400) на рис. 177]. Выделения 0"-фазы, сильнее отличающиеся по структуре пт матрицы, должны вызывать и большее «химическое» упрочне­ ние, так как при перерезании их дислокациями возникает более сильное нарушение укладки атомов, чем при перерезании зон ГП.

Начальное напряжение течения в сплаве с выделениями 0'- фазы меньше, чем в сплаве с 0"-фазой, а деформационное упроч­ нение больше (кривая истинных напряжений на рис. 190 идет го­ раздо круче). Объясняется это тем, что расстояние между выде­ лениями б'-фазы были достаточно велики и дислокации протал­ кивались между ними при напряжении меньше того, которое необходимо для перерезания выделений. С ростом степени дефор­ мации вокруг выделений растет число дислокационных петель, оставляемых каждой скользящей дислокацией. Эти петли затруд­ няют проталкивание последующих дислокаций, чем и объясняет­

318

ся интенсивный рост сопротивления деформированию с увеличе­

нием степени деформации.

Аналогичная картина наблюдается в сплаве с выделениями стабильной 0-фазы. Так как эти выделения полностью некогерент­ ны матрице (см. рис. 177), а расстояние между ними еще больше

роткое время. По сравнению же с исходным закаленным сплавом (начальная точка на оси ординат) пересгаренный сплав может быть значительно прочнее.

Врепя старения

Рас. 191. Схема зависимости прочностных свойств от продолжи­ тельности старения при разных температурах (Г |< Г 2<7'3)

319

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