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

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