Дюралюмины

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 (А1₂Cu). 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 А1 — 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(А1₂Cu), 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 (А1₂Cu) 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 межлу 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 Тпл, 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 (А1₂Сu), 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.

8. Закалка и старение Al-4% Cu

Скорость распада твердого раствора зависит от температуры  старения и содержания легирующих компонентов в сплаве.

ТАБЛИЦА 8.1 Изменение структуры сплава системы Al-Cu при старении в зависимости от содержания меди