Процесс упрочнения в алюминиевых сплавах различных систем » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Процесс упрочнения в алюминиевых сплавах различных систем

15.06.2021

Структурные изменения на различных стадиях старения тщательно исследованы в нескольких системах, имеющих промышленное значение; кратко они описаны ниже.

Алюминий-медь. В сплавах этой системы упрочнение при комнатной температуре связано с локальными двухмерными скоплениями атомов меди, образующих зоны Гинье-Престона (ГП1). Зоны имеют дискообразную форму и ориентированы параллельно плоскостям {100}. Диаметр зон составляет 3—5 нм и не меняется при увеличении длительности естественного старения. Однако число зон увеличивается во времени до тех пор, пока в полностью состаренном состоянии среднее расстояние между зонами не станет равным около 100 нм.

При температурах около 100°C и несколько выше зоны ГП1 исчезают и замещаются структурой, обозначаемой ГП2 или 0'', которая, несмотря на толщину всего в несколько атомных слоев, рассматривается как трехмерное образование с упорядоченным расположением атомов. Переходная фаза 0', имеющая такой же состав, что и стабильная фаза, и когерентно связанная с решеткой твердого раствора, образуется после ГП2, но сосуществует с ней в некотором диапазоне времен и температур. Конечной стадией этого процесса является превращение 0' в некогерентную равновесную фазу в (CuAl2). Последовательность старения в сплавах системы Al-Cu может быть представлена следующим образом:

Сопоставление этой схемы с изменением твердости сплава с 4 % Cu, состаренного при двух температурах, показано на графиках рис. 5.6.

При некоторых температурах, например при 130°С, имеют место две стадии упрочнения: начальная, связанная с образованием ГП1, и вторая стадия, на которой образуются ГП2. Максимальные значения твердости и прочности достигаются при максимальном количестве ГП2, хотя некоторый вклад в упрочнение может быть внесен и фазой 0'. По мере увеличения количества 0' прогрессирует рост частиц и ослабляется когерентная связь. Потеря когерентности с одновременным уменьшением количества ГП2 приводит к перестариванию. Когда появляется некогерентная фаза 0, сплав сильно разупрочняется.

Алюминий - медь - магний. Добавки магния к сплавам алюминий-медь ускоряют естественное старение и увеличивают его эффект. Сплавы этой системы были первыми термически обрабатываемыми высокопрочными алюминиевыми сплавами и на протяжении многих лет оставались наиболее широко применяемыми. Несмотря на то что эти сплавы разработаны давно и объем их производства велик, подробности механизма старения и структуры, образующиеся при этом, исследованы в меньшей степени, чем в системе Al-Cu. Хотя факт образования зон в процессе естественного старения был твердо установлен, невозможно было определить их форму или размеры. Предполагают, что зоны представляют собой группы атомов магния и меди, скапливающиеся на плоскостях {110} матрицы. Ускорение процесса старения при добавке магния может быть результатом сложного взаимодействия вакансий с атомами магния и меди. Есть также предположение, что имеет место предварительное образование пар атомов меди и магния, которое вносит свой вклад в упрочнение благодаря закреплению дислокаций.

Старение сплава 2024-Т4 при повышенных температурах приводит к образованию переходной фазы S'(Al2CuMg), когерентной с матрицей по плоскостям {021}Al. Перестаривание сплава связано с образованием равновесной фазы (Al2CuMg) и потерей когерентности. Последовательность структурных изменений при старении может быть представлена следующим образом:

Малые добавки магния в сплавы Al-Cu значительно упрочняют их даже в тех случаях, когда после старения присутствие фазы S не удается установить.

Алюминий-магний-кремний. Заметное упрочнение этих сплавов происходит после длительного естественного старения. Возможно, что оно вызвано образованием зон, хотя наличие последних при естественном старении достоверно не установлено. Кратковременное старение при температурах до 200°С вызывает появление эффектов дифракции электронов и рентгеновских лучей, указывающих на присутствие очень мелких, иглообразных зон, ориентированных в направлении матрицы. Электронно-микроскопическое исследование показало, что диаметр зон составляет около 6 нм, а длина от 20 до 100 нм. Другое исследование показывает, что вначале зоны имеют сферическую форму, а затем превращаются в иглообразные вблизи максимума на кривой старения. Дальнейшее старение вызывает явный трехмерный рост зон до стержневидных частиц с упорядоченной структурой, соответствующей Mg2Si. При более высоких температурах эта переходная фаза, обозначаемая в', претерпевает бездиффузионное превращение в равновесную фазу Mg2Si.

Никаких доказательств существования когерентных напряжений на стадии зонного старения или на переходной стадии не обнаружено. Есть предположение, что увеличение сопротивления движению дислокаций, сопровождающее появление этих структур, является следствием повышения энергии, необходимой для разрушения связей между атомами магния и кремния в зонах при прохождении дислокаций через них. В сплавах с избытком кремния по сравнению с соотношением Mg2Si на самых ранних стадиях старения по границам зерен выделяются частицы кремния. Обычная последовательность образования выделений при старении может быть представлена следующим образом:

Алюминий-цинк-магний и алюминий-цинк-магний-медь. Старение быстро охлажденных при закалке сплавов алюминий-цинк-магний при комнатной и относительно невысоких температурах сопровождается образованием зон ГП, имеющих приблизительно сферическую форму. При продолжительном старении зоны ГП увеличиваются в размере и прочность сплава возрастает. На рис. 5.7 показаны зоны ГП в сплаве 7075, диаметр которых составляет 1,2 нм после 25 лет старения при комнатной температуре. После такого старения предел текучести сплава достигает 95 % своего значения, достигаемого при стандартном режиме Т6. Продолжительное старение сплавов со сравнительно высоким отношением содержания цинка к магнию приводит к превращению зон в переходную фазу, известную как n' или М', предшествующую образованию равновесной фазы n или М, MgZn2. Базальные плоскости выделений n' с гексагональной решеткой частично когерентны с плоскостями {111}Al матрицы, но межфазная граница между матрицей и третьим направлением выделений некогерентна. Максимальной прочности при старении (состояние Т6) соответствуют зоны со средним диаметром 2—3,5 нм, при этом в сплаве может присутствовать некоторое количество фазы n'. Структура зон до сих пор точно еще не установлена, хотя несомненно, что они имеют высокую концентрацию атомов цинка и магния. Наблюдалось некоторое различие в эффектах дифракции электронов и рентгеновских лучей, зависящее от относительных содержаний цинка и магния и свидетельствующее об изменениях в структуре зон.

По мнению некоторых исследователей, переходная фаза n' образуется в широком интервале составов, соответствующих фазовым областям (а+Т) и (а+n) равновесной диаграммы состояния (рис. 5.8). При увеличении времени или более высокой температуре старения n' превращается в (MgZn2) или в случаях, когда равновесной фазой является Г, замещается фазой T (Mg3Zn3Al2). Имеются данные о существовании переходной формы фазы T в сплавах с более низким отношением содержания цинка к магнию при выдержках и температурах, соответствующих режимам перестаривания. Последовательность образования выделений зависит от состава, но для материала, охлажденного с высокой скоростью от температуры закалки и состаренного при повышенных температурах, она может быть представлена следующим образом:

В соответствии с этой схемой образование зон происходит гомогенно, а другие выделения последовательно образуются в матрице. Однако наличие высокоугловых границ зерен, субграниц и дислокаций изменяет свободную энергию таким образом, что гетерогенное зарождение может иметь место либо при охлаждении, либо в процессе старения при температурах выше температуры сольвуса зон ГП. Выше этой температуры полукогерентные промежуточные выделения зарождаются и растут непосредственно на дислокациях и субграницах, а некогерентные равновесные выделения непосредственно на высокоугловых границах. Образовавшиеся в результате гетерогенного распада выделения не вносят свой вклад в прочность материала и, следовательно, снижают возможно достижимую прочность путем уменьшения количества растворенного элемента, участвующего в гомогенном распаде.

Снижение скорости охлаждения не только изменяет последовательность образования выделений, но и создает возможность их гетерогенного зарождения. При медленном охлаждении вакансии мигрируют к свободным поверхностям и аннигилируют. Уменьшение числа вакансий приводит к снижению температуры, при которой происходит гомогенное образование зон ГП. Поэтому при какой-то определенной температуре старения только гомогенное зарождение может иметь место в материале, охлажденном с достаточно высокой скоростью, а медленное охлаждение может привести к гетерогенному зарождению. В условиях последнего образуются очень крупные выделения, поэтому достигаемые значения прочности низки. Потеря прочности в результате медленного охлаждения может быть сведена к минимуму снижением температуры старения для обеспечения максимально возможной гомогенности распада.

Если состаренный Al-Zn-Mg сплав подвергается нагреву при температуре, превышающей температуру старения, некоторая часть зон ГП растворяется, в то время как другие растут. Будет ли происходить растворение или рост зон, зависит от их размера и температуры нагрева. Когда размер зон достаточно велик, большинство из них превращается в переходные выделения даже при температуре выше сольвуса зон ГП. Это явление положено в основу двухступенчатого старения, которое более подробно обсуждается позже в одном из разделов данной главы.

По-видимому, добавки меди до 1 % в сплавы системы Al-Zn-Mg не меняют основного механизма распада. В таком количестве упрочняющее влияние меди выражено умеренно и связано оно с легированием твердого раствора. При более высоком содержании меди увеличивается эффект старения, при этом атомы меди вносят некоторый вклад в образование зон, на что указывает увеличенный температурный интервал стабильности зон. Кристаллографические исследования показывают, что атомы меди и алюминия замещают цинк в выделениях переходной и равновесной фазы MgZn2.

В четверной системе Al-Zn-Mg-Cu фазы MgZn2 и MgAlCu образуют изоморфные ряды, в которых атом алюминия и атом меди замещают два атома цинка. Кроме того, методом замеров электрохимических потенциалов и рентгеновским анализом установлено, что атомы меди входят в состав фазы n' при старении при температурах выше 150°С. Это очень важно, поскольку старение сплавов Al-Zn-Mg-Cu, содержащих более 1% меди, при указанных температурах значительно повышает их сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением. При меньшем содержании меди влияние этой добавки на сопротивление коррозии под напряжением незначительно.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: