Материаловедение_лабы

личествах придает сплавам способность к старению при комнатной температуре, несмотря на наличие железа, так как в этом слу-

чае образуется растворимое в алюминии соединение CuMgAl2 из

которого медь и магний при нагревании переходят в твердый раствор и впоследствии могут участвовать в процессах старения. Отрицательное влияние железа обусловлено также тем, что оно

образует соединения Al6 ( Mn , Fe ), имеющие грубую пластинча-

тую форму, понижающие прочность и пластичность.

Из-за сложности состава, вызванной стремлением максимально повысить прочность, дуралюмины отличаются пониженной коррозионной стойкостью во влажном воздухе, в речной и морской воде и нуждаются в защите от коррозии. Наибольшее распространение в промышленности получили методы плакирования (покрытия техническим алюминием) и электрохимического оксидирования (анодирования), при котором на поверхности изделия образуется более плотная и толстая, чем при естественных условиях, оксидная пленка Al2О3, защищающая дуралюмин от коррозии.

Обозначение марок дуралюминов состоит из букв и цифр. В начале марки ставится буква Д, указывающая на принадлежность сплава к дуралюминам, т.е. к системе Al–Cu–Mg, затем следует условный (порядковый) номер сплава. После этого ставятся буквы, указывающие на вид обработки: М (мягкий) – отожженный, Н – нагартованный, Т (термически обработанный) – после закалки и естественного старения. Дуралюмины, используемые при обычных температурах, по составу и свойствам делятся на дуралюмины нормального состава, повышенной пластичности, повышенной прочности.

Состав дуралюминов по ГОСТ 4784–97 приведен в табл. 11.1. Т а б л и ц а 11.1

		Обозначение марок				Массовая доля элементов, %
		По	По ИСО	кремний	железо		медь	марганец	магний
		НД	209-1
		Д1	AlCu4MgSi	0,20…0,8	0,70		3,5…4,5	0,40…1,00	0,40…0,80
	1110		2017
		Д16	AlCuMg1	0,50	0,50		3,8…4,9	0,30…0,90	1,2…1,8
	1160		2024
		Д18	AlCu2,5Mg	0,50	0,50		2,2…3,0	0,20	0,20…0,50
	1180		2117

ГОСТ 1131, ГОСТ 7871, ГОСТ 13726, ГОСТ 21631.

90

В дуралюмине нормального состава (Д1) содержание меди составляет 3,8…4,8%, магния и марганца по 0,4…0,8%, кремния и железа – не более 0,7% каждого. Дуралюмин повышенной пластичности (Д18) имеет пониженную концентрацию меди (2,2…3,0%) и магния (0,2…0,5%), не содержит марганца. Дуралюмин повышенной прочности (Д16) имеет повышенное содержание магния (1,2…1,8%).

Поскольку основным легирующим элементом в дуралюмине является медь, для рассмотрения процессов, происходящих при термической обработке, можно воспользоваться диаграммой бинарных сплавов «алюминий–медь» (рис. 11.1).

Рис. 11.1. Диаграмма состояния сплавов алюминия с медью

Всоответствии с диаграммой наибольшая растворимость меди

вколичестве 5,7% имеет место при эвтектической температуре 821К (548°С), при комнатной температуре в растворе может находиться до 0,5% Cu. После первичной кристаллизации сплавы, со-

держащие от 0,5 до 5,7% меди, имеют структуру α-твердого раствора, из которого при дальнейшем медленном охлаждении вследствие уменьшения растворимости меди выделяется химическое соединение CuAl2. Прочность сплавов с такой равновесной структурой невысока, так как кристаллы CuAl2 относительно крупные и не создают больших препятствий для движения дислокаций. По-

91

вышение прочности достигается за счет получения неравновесных структур, имеющих кристаллические решетки с большим количеством дефектов.

Быстрым охлаждением (закалкой) от температуры выше линии MN фиксируется пересыщенный твердый раствор α . Такой раствор является неустойчивым, в нем протекают изменения, получившие название старения, в ходе которого происходят подготовительные процессы к выделению избыточной фазы CuAl2. Такая фаза образуется при относительно высоких температурах нагрева, обеспечивающих достаточную скорость диффузии атомов. При комнатной температуре скорость диффузии недостаточна для образования частиц соединения CuAl2, так как для этого необх о- димо обогащение медью до 54%. Однако атомы меди, занимающие после закалки в решетке алюминия произвольные места, будут стремиться занять более энергетически выгодное положение. Они будут перемещаться к дефектным местам кристаллической решетки, образуя тончайшие прослойки, обогащенные атомами меди. Протяженность этих прослоек, получивших название зон Гинье – Престона, достигает нескольких десятков ангстрем (3,0…6,0 нм) при толщине 0,5…1,0 нм. Концентрация меди в этих зонах меньше, чем в соединении CuAl2, расположение атомов алюминия и меди неупорядоченное.

Такие зоны (ГП1) вследствие значительной разницы в размерах атомов меди (атомный радиус 0,128 нм) и алюминия (0,143 нм), имеют искаженную кристаллическую решетку, что создает препятствия для перемещения дислокаций при пластической деформации, приводит к повышению прочности и некоторому снижению пластических свойств. Этот самопроизвольный процесс получил название естественного старения.

При нагревании процессы превращения развиваются более полно. Такое старение, получившее название искусственного, протекает в несколько стадий.

На первой стадии – при температурах до 423К (100…150°С) образуются зоны Гинье – Престона (ГП2), имеющие такую же природу, как и при естественном старении, но отличающиеся большими размерами (толщина этих зон составляет 1,0…4,0 нм, диаметр – 20,0…30,0 нм) и более упорядоченным расположением атомов алюминия и меди.

На второй стадии концентрация меди в этих зонах достигает стехиометрического соотношения, соответствующего соединению

92

CuAl2, но образование самостоятельной фазы еще не происходит.

Из зон ГП2 образуется промежуточная θ' -фаза, имеющая кристаллическую решетку, когерентно связанную с решеткой твердого раствора, но отличную от решетки α -твердого раствора и от решетки θ-фазы.

На третьей стадии при температуре около 200°С происходит

обособление θ' -фазы и превращение ее в стабильную θ-фазу, а при увеличении выдержки или при более высоких температурах старения развиваются процессы коагуляции (укрупнения) θ-фазы.

При термической обработке дуралюмина протекают процессы, аналогичные рассмотренным, однако присутствие в сплаве других элементов – магния, марганца, кремния, железа – несколько усложняет их.

В литом дуралюмине по границам зерен твердого раствора в виде сетки располагаются не только фаза CuAl2, но и другие хруп-

кие фазы: Mg2Si, FeAl3, CuMgAl2, AlFeSi, поэтому механичес-

кие свойства литого дуралюмина низкиеσ: в = 160…170 МПа,

δ = 1…1,5%. После отжига при температуре 480…500°С и последующей горячей пластической деформации структура дуралюмина

состоит из α-твердого раствора с равномерно распределенными включениями тех же фаз. Расположение этих фаз внутри зерен более благоприятно сказывается на пластичности сплава, но прочность при этом повышается незначительно.

При нагреве под закалку до температуры 500°С все соединения, за исключением железосодержащих фаз, переходят в твердый раствор. После закалки в воде структура дуралюмина состоит из пересыщенного твердого раствора и включений нерастворимых соединений железа. Свежезакаленный дуралюмин имеет невысокую прочность (σв = 240…260 МПа), но высокую пластичность

(δ = 20…22%), поэтому его можно подвергать различным операциям формоизменения в холодном состоянии (обработке давлением, резанием). Высокая пластичность сохраняется в течение 30…120 мин, в зависимости от состава сплава. После инкубационного периода в закаленном сплаве начинаются процессы старения. В дуралюмине, в отличие от двойных сплавов алюминия с медью, в образовании зон Гинье–Престона участвует магний. При нагревании образуется метастабильная S'-фаза, а затем фаза S-CuMgAl2. Как видно из графика зависимости прочности от вре-

93

мени выдержки при различных температурах старения (рис. 11.2), наибольший эффект упрочнения достигается при естественном старении в течение 4…7 суток.

Рис. 11.2. Изменение прочности дуралюмина в зависимости от режима старения

Искусственное старение при температурах 100…150°С также вызывает упрочнение, но несколько более слабое. При 200°С и более сначала наблюдается интенсивное повышение прочности, связанное с образованием дисперсных фаз (CuAl2, CuMgAl2), но затем происходит постепенное ее понижение, обусловленное процессами коагуляции этих фаз. Искусственное старение дуралюмина не только дает меньший эффект упрочнения по сравнению с естественным, но и снижает пластические свойства, увеличивает чувствительность к концентраторам напряжений и уменьшает коррозионную стойкость сплава. Поэтому дуралюмины обычно подвергают естественному старению в течение 4…7 суток.

Если возникает необходимость сохранить высокие пластические свойства закаленного сплава в течение некоторого периода времени до формоизменения, изделия (например, заклепки) хранят при температуре - 50°С, так как при низких температурах процессы старения практически не развиваются. В тех случаях, когда естественное старение произошло, но сплав должен быть возвращен в пластическое свежезакаленное состояние, производят кратковременный нагрев (30…120 с) до 230…270°С. При таком нагреве происходит растворение неустойчивых зон ГП1 и быстрым охлаждением фиксируется пересыщенный твердый раствор. Такая обработка получила название возврата или обработки на возврат.

94

Последующее вылёживание при комнатной температуре приводит к образованию зон ГП1 и упрочнению сплава.

Свойства дуралюминов основных марок после различных видов термической обработки приведены в табл. 11.2.

										Т а б л и ц а 11.2
			Механические свойства дуралюминов
Марка		после отжига				после закалки и
						естественного старения					Применение
сплава
	σв,		σ0,2,	δ,	НВ	σв,	σ0,2,	δ,		НВ
	МПа		МПа	%		МПа	МПа	%
											Лопатки,	диски,
Д1	210		110	18	45	420	240	15		95	компрессоров,
											узлы	крепле-
											ния, заклепки
											Силовые	детали
Д16	220		110	18	50	470	320	17		105	самолетов, стро-
											ительные конст-
											рукции,	кузова
											автомобилей
Д18	160		60	24	38	300	170	24		70	Заклепки

11.3.Порядок выполнения работы

1.Получить образцы дуралюмина.

2.Произвести закалку всех полученных образцов в воде от температуры 773+10К (500+10°С). Выдержать в печи при указанной температуре 30 мин.

3.Измерить твердость всех образцов после закалки на приборе Роквелла шариком по шкале В.

4.Произвести искусственное старение шести образцов при одной из указанных температур: 373, 423, 473, 523К (100, 150, 200, 250°С) с выдержками 2, 5, 10, 15, 20, 30, 60 с. Температуру старения указывает преподаватель.

5.Измерить твердость всех образцов после искусственного старения на приборе Роквелла по шкале В.

6.Один закаленный образец дуралюмина подвергнуть естественному старению – вылеживанию при комнатной температуре в течение 4…7 дней. Измерить твердость этого образца непосредственно после закалки, через один час после закалки и через 4…7 дней.

95

7. Результаты измерения твердости дуралюмина, полученные всеми студентами, внести в сводную табл. 11.3.

										Таблица 11.3
			Твердость по Роквеллу, НRВ
Температура		После искусственного старения								После естествен-
	После			в течение 1x60 с						ного старения
старения
	закалки	2	5		10	15	20	30		3600 с	4…7
											дней

8. На основании полученных результатов построить для каждой температуры старения график изменения твердости закаленного дуралюмина в зависимости от времени выдержки при старении.

11.4.Содержание отчета

1.Наименование и цель работы.

2.Режим термической обработки дуралюмина, используемый бригадой для исследуемых образцов.

3.Сводная таблица результатов термической обработки дуралюмина.

4.График изменения твердости закаленного дуралюмина в зависимости от температуры и длительности старения.

5.Выводы по работе.

11.5.Вопросы для самопроверки

1.Какие элементы входят в состав дуралюмина и каково их назначение?

2.Каковы основные операции термической обработки дуралюминов и сущность протекающих при них процессов?

3.Какие процессы происходят при естественном и искусственном старении?

4.Какова зависимость свойств дуралюмина от температуры и длительности искусственного старения?

5.Область применения дуралюминов.

96

ЛАБОРАТОРНАЯ РАБОТА № 12

ЛЕГИРОВАНИЕ, ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

12.1.Цель работы

1.Изучить принципы расчетного прогнозирования состава и структуры легированных титановых сплавов.

2.Ознакомиться с технологическими особенностями термообработки титановых сплавов.

3.Изучить зависимость механических свойств от технологии термообработки.

12.2.Теоретические обоснования работы

Для получения сплавов с заданными свойствами титан легируют Al, Mo, V, Mn, Cr, Sn, Fe, Nb, влияющими на температуру полиморфного превращения. Элементы Al, О, N, повышающие температуру полиморфного превращения и на диаграммах состоя-

ния расширяющие область α-фазы, называют α-стабилизаторами, элементы, понижающие температуру полиморфного превращения и расширяющие область существования Tiβ (β-фазы), – β-стаби- лизаторами. К β-стабилизаторам относятся Mo, V, Mn, Cr, Fe, Si, Ni. Как правило, все промышленные сплавы титана содержат алюминий, повышающий прочность, но снижающий пластичность сплавов.

По структуре титановые сплавы делятся на классы:

1) α-сплавы, имеющие структуры твердого раствора леги-

рующих элементов в α-титане. Основной легирующий элемент – алюминий. Кроме того, сплавы могут содержать нейтральные эле-

менты (Sn, Zr) и небольшое количество β-стабилизаторов (Mn, Fe, Cr, No);

2) α+β-сплавы, имеющие двухфазную структуру и состоящие из кристаллов двух фаз – α+β-твердых растворов. В сплавах этой группы, кроме алюминия, содержатся 2…4% β-стабилизаторов.

Наибольшее применение получили α- и α+β-титановые сплавы. Химический состав некоторых из них приведен в табл. 12.1.

97

Титановые относятся к группе легких (4 г/см3) и тугоплавких (tпл = 16ºС) материалов с полиморфным превращением и обладают настолько уникальными комплексами свойств, что их называют конструкционными материалами будущего.

Т а б л и ц а 12.1

Марка		Содержание элементов, массовая доля, %								Структуры,
										класс сплава,
сплава	Al		Mn	Mo	Cr	Fe	V		Si
										Кβ стаб
ВТ 5	5,0		-	-	-	-	-		-
ВТ 14	4,5		-	3,0	-	-	1,0		-
ВТ 3 - 1	5,5		-	3,0	2,0	0,7	-		0,4

Промышленные титановые сплавы, в зависимости от их состава и назначения, подвергают термической обработке: отжигу, закалке и старению. Только рекристаллизационному отжигу подвер-

гают титан и α-сплавы, не упрочняемые термической обработкой. Температура отжига тоже должна быть выше температуры рекри-

сталлизации, но не превышать температуру превращения α+β→β, так как в β-области происходит сильный рост зерна.

Для α+β-сплавов применяют предварительную термообработку – изотермический или двойной отжиг для повышения пластичности, упрочняющую термообработку – закалку со старением.

При быстром охлаждении образцов (предварительно нагретых до области β-фазы выше AC3 по аналогии со сталью) в

α+β-сплавах протекает сдвиговое мартенситное превращение в интервале температур Мн – Мк (рис. 12.1). Поэтому степень легирования термически упрочняемых титановых сплавов выбирают на основании законов термического упрочнения: если количество

β-стабилизатора в сплаве находится в интервале концентраций C −C1 , то после закалки образуется только мартенситная α′- или

α′′-фаза. В сплавах, имеющих концентрацию β-стабилизаторов в пределах С1 – Ск, кроме α′- или α′′-фазы, будет остаточная β-фаза, а при содержании легирующего элемента более Ск – только β-фаза (см. рис. 12.1).

98

Рис. 12.1. Структурная диаграмма титановых сплавов в равновесном (прямые) и неравновесном (пунктиры) состояниях

Мартенситная α′-фаза представляет собой кристаллы пересыщенного твердого раствора легирующих элементов в α-титане и имеет игольчатое строение. Чем выше концентрация легирующих элементов в сплаве, тем выше твердость и прочность α′-фазы. В α+β-сплавах возникает мартенситная α′′-фаза, отличающаяся

от α′-фазы типом решетки. Появление α′′-фазы вызывает уменьшение прочности и повышение пластичности. После закалки спла-

вов, имеющих концентрацию β-стабилизатора C1 , образуются

α′ (α′′)- и β-фаза, а больше Ск – только метастабильная β-фаза. В ней может образоваться мартенситная ω-фаза, которая охрупчивает сплавы. Закалку α+β-сплавов проводят с температур, соответствующих α+β-области. При нагреве сплавов до двухфазной области α-фаза при закалке не изменяется, β-фаза претерпевает те же превращения, что и при закалке из β-области. Так, при температуре t1 (см. рис. 12.1) состав α-фазы определяется точкой а, состав

β-фазы – точкой δ; β-фаза этого состава при закалке приобретает структуру метастабильной β(ω)-фазы. Следовательно, структура всех сплавов после закалки с температуры t1 будет состоять

99