Влияние состава сплава на старение

Влияние состава в двойных системах

На рисунке линия Атпр схематично показывает, как влияет содержание легирующего элемента в двойном сплаве на прирост твердости при старении по режиму, обеспечивающему максимальное упрочнение. Подобный график может характеризовать влияние состава и на прирост предела прочности или предела текучести при старении.


Схема зависимости

Схема зависимости

Схема зависимости максимально возможного прироста твердости при старении
от состава сплава в двойной системе: ∆H — разность значений твердости
состаренного и закаленного сплава.


В сплавах с концентрацией компонента В ниже C1 старение невозможно, так как в них нельзя получить пересыщенный твердый раствор (закалка невозможна). Во всех сплавах с концентрацией легирующего элемента больше C1 при закалке фиксируется персыщенный твердый раствор, и старение возможно.

Если эти сплавы подвергать старению по оптимальному для каждого из них режиму, обеспечивающему максимальное упрочнение, то можно ожидать, что с увеличением концентрации второго компонента прирост твердости при старении будет возрастать (участок тп), достигать максимума и затем постепенно снижаться (участок пр).

В сплаве C3 при прочих равных условиях можно получить более высокую плотность выделений, чем в сплаве C2, из-за большего пересыщения твердого раствора. Следовательно, у сплава С можно получить большее упрочнение, чем у сплава C2.

Теоретически эффект старения должен быть максимален у сплава C5, состав которого отвечает точке предельной растворимости при эвтектической температуре. Практически же невозможно получить α-раствор состава C5, так как для этого потребовалось бы закаливать сплав точно с температуры плавления эвтектики.

Так как температуру закалки во избежание пережога выбирают ниже температуры солидуса, то максимальная пересыщенность раствора и максимальное упрочнение при старении достигаются при концентрации легирующего элемента в сплаве несколько левее точки предельной растворимости, например в сплаве состава С4.

Уменьшение упрочнения на участке пр объясняется следующим.
В сплавах C6 и C7, закаленных с одной температуры, α-раствор имеет одинаковый состав (точка r). Следовательно, в этих сплавах плотность выделений в α-фазе после старения при одинаковой температуре будет одной и той же и прирост твердости α-раствора в обоих сплавах должен быть одинаковым. Но в закаленных сплавах C6 и C7, кроме первичных α-кристаллов, находится еще и избыточная β-фаза из эвтектики.

В сплаве C7 ее больше, а α-фазы меньше, чем в сплаве C6 (rs > rq). Так как упрочнение при старении происходит в результате распада α-раствора, то из-за меньшего его количества прирост твердости сплава C7 должен быть ниже, чем у сплава C6. Иными словами, при одинаковом приросте микротвердости первичных α-кристаллов твердость всего сплава C7 при старении растет слабее из-за большего количества «балластной» β-фазы, не участвующей в старении.

Прочность состаренного сплава зависит от исходного уровня — прочности закаленного сплава. Так как прочность α-раствора возрастает с увеличением в нем концентрации легирующего элемента, то сплавы, близкие по составу к точке предельной растворимости при эвтектической температуре, обладают высокой прочностью в закаленном состоянии и большим упрочнением при старении. Отсюда следует вывод, что составы наиболее прочных стареющих сплавов находятся на диаграммах состояния вблизи точек предельной растворимости.

Роль пересыщенности твердого раствора иллюстрирует рисунке Зависимость твердости. При переходе от сплава алюминия с 2% Cu к сплаву с 4,5% Cu твердость в точках максимума на кривых старения при 190 °С возрастает. Это обусловлено, во-первых, ростом твердости исходного закаленного сплава и, во-вторых, увеличением прироста твердости при старении.

Из-за более высокой пересыщенности раствор распадается быстрее, следовательно, при меньшей продолжительности старения достигается максимум упрочнения и начинается перестаривание (смотрите на рисунок Зависимость твердости смещение максимума по оси времени при переходе от сплава с 2% Cu к сплаву с 4,5% Cu).

«Теория термической обработки металлов»,
И.И.Новиков

Возврат после старения

Явление возврата после старения было открыто на дуралюмине. Если естественно состаренный дуралюмин нагреть до температуры примерно 250 °С, выдержать 20 — 60 с и быстро охладить, то его свойства возвращаются к значениям, характерным для свежезакаленного состояния.  Сущность явления возврата состоит в том, что зоны ГП, возникшие при естественном старении, во время нагрева сплава растворяются, метастабильные…

Выбор режима старения

Выбор температуры и продолжительности старения После предварительной оценки температурного уровня старения по соотношению или по аналогии с другими сплавами на базе того же металла экспериментально отрабатывают режим старения, строя графики, подобные рисуноки Схема зависимости прочностных свойств и Схема зависимости прочности от температуры старения. Как известно, старение подразделяют на естественное, происходящее при комнатной температуре, и искусственное,…

Искусственное старение

В зависимости от режима, структурных изменений и получаемого комплекса свойств искусственное старение можно подразделить на полное, неполное, перестаривание и стабилизирующее старение (соответствующие режимы и свойства приведены в таблице Режимы старения и механические свойства состаренных сплавов на разной основе для литейного алюминиевого сплава AЛ9). Полное искусственное старение проводят при такой температуре и продолжительности, которые обеспечивают достижение…

Ступенчатое старение

Старение с выдержкой вначале при одной, а затем при другой температуре называют ступенчатым. Как правило, температуру первой ступени выбирают ниже, чем второй. Основная цель двухступенчатого (двойного) старения — создать большое число центров выделений на низкотемпературной ступени, когда пересыщенность твердого раствора велика (на рисунке Размер выделений степень пересыщенности C0/C1 растет с понижением температуры Т1), а затем…

Максимальное упрочнение

Рассмотрим практически важный случай сложной роли естественного старения на примере сплавов системы Al — Mg — Si, находящихся на квазибинарном разрезе Al — Mg2Si или недалеко от него (сплавы типа авиаль). В этих сплавах при естественном старении образуются игольчатые зоны ГП, обогащенные магнием и кремнием, а при искусственном (170 °С) — метастабильная β´-фаза (смотрите таблицу…