» » Упрочнение сплавов легированием
08.02.2017

Комбинации легирующих элементов практически безграничны, поэтому при разработке сплавов необходимо заранее знать, какое влияние на свойства оказывает та или иная добавка и обусловленная ей структура. При этом необходимо помнить, что легирование должно производиться с учетом не только возможного изменения механических, но и литейных, коррозионных и других свойств сплавов.
Несмотря на огромное разнообразие сплавов, можно рассматривать лишь два случая влияния легирования на прочность металлов: первый, когда легирующие элементы, несмотря на увеличение (незначительное) или уменьшение их содержания в сплаве, остаются в твердом растворе; второй, когда легирующие элементы, помимо твердого раствора, образуют включения, имеющие поверхность раздела. В последнем случае изменение содержания легирующих элементов в сплаве влияет лишь на количество включений, а не на концентрацию раствора. Возможность появления обособленностей включений обусловливается природой легирующих элементов и общим их содержанием в сплаве. При содержании легирующих элементов в сплаве больше предела растворимости избыток их выделится из раствора в виде включений. Структура такого сплава будет состоять из твердого раствора предельной концентрации и обособленных включений (образуется смесь двух структурных составляющих).
В зависимости от того, имеются или нет включения в структуре сплава, изменение содержания легирующих элементов по-разному влияет на прочность.
При оценке влияния легирующих элементов на упрочнение ими сплавов важным критерием является размер атомов. Чем больше атомы примеси отличаются по величине от атомов основного металла, тем большие искажения они вызовут при размещении в кристаллической рещетке. В этом легко убедиться, вспомнив особенности строения твердых растворов.
Упрочнение сплавов легированием

На рис. 15 приведено влияние лития, магния, кремния, меди, цинка, германия и серебра на период решетки твердого раствора каждого из этих элементов в алюминии. На приведенном графике нетрудно увидеть, что, за исключением серебра, которое практически не влияет на период решетки, решетка алюминия расширяется при растворении магния и германия и сжимается при растворении лития, кремния, меди и цинка.
Наибольшую величину искажения кристаллической решетки имеют твердые растворы с медью, магнием и кремнием. Поэтому не случайно, что именно на основе систем Al—Mg, Al—Cu, Al—Si разработано большинство промышленных высокопрочных конструкционных, жаропрочных, коррозионностойких и технологичных сплавов.
Эти системы характеризуются комплексом свойств, каждое из которых аддитивно влияет на основные свойства разрабатываемых на их основе сплавов.
На примере сплавов систем Al—Mg, являющихся наиболее коррозионностойкими, рассмотрим механизм упрочнения этих сплавов легированием.
Растворимость магния в твердом алюминии изменяется следующим образом:
Упрочнение сплавов легированием

Ближайшее к алюминию соединение — фаза β-Al3Mg2 имеет сложную гранецентрированную кубическую решетку с периодом а=28,13А. Растворение магния в алюминии вызывает увеличение периода решетки алюминия, причем каждый процент магния увеличивает период на 0,0052 А.
По данным работы, увеличение содержания магния вызывает резкое повышение вязкости расплавленного алюминия. Теплопроводность и электропроводность от присадки магния заметно снижаются. Коэффициент линейного расширения в пределах растворимости магния в твердом алюминии прямолинейно возрастает.
Алюминиевомагниевые сплавы обладают малой плотностью, хорошей обрабатываемостью резанием, высокой устойчивостью против коррозии в атмосферных условиях, морской воде, в щелочных растворах и растворах кислот. Коррозионная стойкость этих сплавов значительно превышает стойкость литейных сплавов других систем на основе алюминия (Al—Cu, Al—Si, Al—Zn).
Основной причиной высокой коррозионной стойкости алюминиевомагниевых сплавов в растворах хлористых солей, как и в щелочном растворе, считается образование гидратной пленки, задерживающей коррозионный процесс. Алюминиевомагниевые сплавы обладают способностью длительное время сохранять чистоту и блеск полированной поверхности.
Появление в структуре сплавов β-фазы уменьшает сопротивление коррозии. Это зависит не только от количества, но и от формы выделения β-фазы: грубые первичные выделения оказывают более неблагоприятное влияние. Коррозия усиливается в тех местах отливок, где имеется рыхлота, за счет развития межкристаллитной коррозии.
Сплавы на основе системы Al—Mg (магналии) с содержанием магния до 13% широко применяют в промышленности как в литом, так и в закаленном состоянии. Все промышленные композиции алюминиевомагниевых сплавов (АЛ8, АЛ27, АЛ23, АЛ29, АЛ22 и др.) по содержанию магния находятся в области диаграммы состояния системы Al — Mg, соответствующей α-твердому раствору. Концентрация твердого раствора увеличивается с повышением температуры, что дает возможность упрочнения этих сплавов посредством их термической обработки (закалки).
Упрочнение сплавов этой системы объясняется увеличением искажения кристаллической решетки с повышением содержания магния в твердом растворе. В табл. 9 показано изменение механических свойств двойных алюминиевых сплавов в зависимости от содержания магния.
Упрочнение сплавов легированием

Была изучена дислокационная структура алюминиевомагниевых сплавов после растяжения и усталостных испытаний, а также проведено сравнение дислокационНОЙ структуры алюминия со структурой алюминиевых сплавов, содержащих 0,5; 1,0; 3,0 и 7,0% Mg. Обнаружено, что плотность дислокаций в сплавах выше, чем в чистом алюминии. Характер дислокационной структуры изменяется с увеличением магния в сплаве. Так, в чистом алюминии и в сплавах с 0,5 и 1 % Mg при небольших деформациях наблюдаются отдельные сплетения и закалочные дислокационные петли, а в сплавах с 3 и 7% Mg — геликоидальные дислокации, образующиеся путем абсорбции вакансий на винтовых дислокациях.
Упрочнение сплавов легированием

На рис. 16 приведен график зависимости плотности дислокаций от степени деформации в алюминии и его сплавах с магнием. Из графика следует, что в чистом алюминии плотность дислокаций увеличивается в результате первых нескольких процентов деформации, когда образуются дислокационные сплетения, но потом остается постоянной. В сплавах с малым содержанием магния первоначально плотность дислокаций увеличивается со значительно большей скоростью, чем в чистом алюминии, и можно наблюдать много дислокационных петель и порожистых дислокаций. С увеличением степени деформации плотность дислокаций растет, но уже с меньшей скоростью; при этом образуется субзеренная структура с большим количеством сетчатых дислокаций. В сплавах с 3 и 7% Mg кривая не падает, как отмечено для других первоначальных величин в сплавах с малым содержанием магния, и сетчатые дислокационные образования подавляются.
В сплавах с 7% Mg плотность дислокаций при разрушении выше 3*10в10 на 1 см2, т. е. настолько велика, что отдельных дислокаций практически не различить.
В сплавах с 7% Mg образуются геликоидальные дислокации в процессе закалки и под влиянием напряжений; это придает дислокационной структуре сложную конфигурацию (рис. 17). С увеличением напряжений геликоиды разбиваются, образуя сетчатую структуру в диаметре 250—500 А. Предполагают, что эта структура устойчива, так как напряжения, необходимые для определенной ориентации сегмента геликоида при скольжении, пропорциональны диаметру этой сетчатой структуры. Кроме того, обнаружено, что в сплаве Al—Mg неоднородность распределения дислокаций выражена значительно ярче, чем в чистом алюминии.
Упрочнение сплавов легированием
Упрочнение сплавов легированием

В процессе усталостных испытаний обнаружены различные этапы формирования дислокационной структуры: от однородного распределения дислокаций до образования субзеренной структуры, которая развивается путем соединения скоплений и приводит к созданию ярко выраженной сетчатой структуры (рис. 18).
Недостатком сплавов Al — Mg с высоким содержанием магния является их чувствительность к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжением после закалки и старения. Это объясняется тем, что в результате такой обработки по границам зерен в виде сетки выделяется β-фаза, которая является анодом по отношению к твердому раствору. Склонность к коррозии под напряжением увеличивается с повышением содержания магния.
Для повышения коррозионных и механических свойств в алюминиевомагниевые сплавы вводят различные добавки. Как показывают приведенные в табл. 10 данные, максимальный прирост прочности и уменьшение склонности к коррозии под напряжением наблюдаются у алюминиевомагниевых сплавов, комплексно легированных бериллием, титаном, цирконием и марганцем одновременно. Особенно следует остановиться на роли легируюш,их добавок в естественном старении алюминиевомагниевых сплавов, содержащих более 9% Mg.
Упрочнение сплавов легированием

Исследование кинетики старения сплава системы Al—Mg—Zr—Ti—Be (АЛ27-1), проведенное Э.К. Зенковой и В.М. Полянским методом оксидных и двухступенчатых целлулоидно-угольных реплик, а также измерения электросопротивления в процессе старения (рис. 19) показали, что в интервале температур 20—140° С в первые часы старения наблюдается резкое увеличение электросопротивления, так называемая «быстрая реакция», а затем наступает стадия медленного возрастания электросопротивления — «медленная реакция». Максимальное возрастание электросопротивления отмечено при температуре старения 60° С.
Величина электросопротивления зависит от ряда факторов, которые в конечном итоге и определяют ход кривой: размера и плотности ЗГП, энергии связи вакансий с зонами, наличия и числа мест гетерогенного образования зародышей и выделения β'-и β-фаз.
Зонная стадия старения приводит к повышению электросопротивления в случае, если размеры зон меньше критического и плотность их велика. Продолжительность процесса старения и связанное с ней изменение электросопротивления определяются энергией связи вакансий с зонами (медленная реакция).
Упрочнение сплавов легированием

Выпадение β'- и β-фаз приводит к падению электросопротивления. Зарождение этих фаз может происходить как гетерогенно (границы зерен, дислокации), так и гомогенно (зоны, размер которых больше критического). Интенсивность распада зависит от температуры охлаждающей среды. При низкотемпературном (зонном) старении до 140° С кривая изменений ΔR/Rз после закалки в кипящую воду идет ниже соответствующей кривой после закалки в холодную воду. В первом случае, очевидно, плотность зон размером выше критического меньше, чем после закалки в холодную воду. Плотность зон зависит от концентрации избыточных вакансий, которая значительно ниже после закалки в кипящую воду, так как происходит интенсивная миграция вакансий к стокам и их аннигиляция.
В сплавах Al—Mg с небольшим количеством легирующих добавок влияние избыточных вакансий на старение будет зависеть от их взаимодействия с этими добавками. Роль избыточных вакансий видна также из того, что скорость старения уменьшается со временем. Наличие «медленной реакции» свидетельствует о высокой энергии связи вакансий с атомами легирующего компонента. Следовательно, сплав длительное время пересыщен вакансиями, что обусловливает протекание процесса естественного старения в течение нескольких лет. На это указывает различие в кинетике старения сплавов Al—Mg и Al—Zn.
Энергия связи вакансий с атомом магния значительно больше, чем с атомом цинка. Поэтому, как отмечалось ранее, в первый момент наблюдается резкое изменение электросопротивления, соответствующее выходу из твердого раствора значительного количества атомов магния. Можно предположить, что избыточные вакансии в первый момент старения уходят в области скопления легирующего компонента, и дальнейшее старение затрудняется.
Таким образом, алюминиевомагниевые сплавы обладают повышенной склонностью к длительному естественному старению, что часто является причиной образования трещин и коррозионного разрушения под напряжением. В значительной мере избежать этих явлений можно в сплавах системы Al — Mg — Zn, в которой магний с цинком образует фазы-упрочнители η-MgZn2 и Т-Al2Mg3Zn3, обеспечивающие высокие прочностные свойства сплавам после закалки и искусственного старения.
Особенно благоприятны с точки зрения повышения стойкости против коррозии под напряжением и механических свойств сплавы системы Al—Mg—Zn, фазовый состав которых соответствует квазибинарному разрезу а—Т. Это объясняется тем, что фаза т) более электроотрицательна, чем фаза Т, а ее удельный объем значительно превосходит удельный объем алюминия. Действие этих двух факторов приводит к образованию внутренних напряжений в пограничном слое зерен твердого раствора в процессе его распада и к развитию коррозии под напряжением.
Упрочнение сплавов легированием

Вместе с тем склонность сплавов к коррозионному растрескиванию зависит не только от величины электрохимических потенциалов, но и от характера распределения частиц вторых фаз по границам зерен. Если анодные выделения по границам зерен распределены в виде непрерывного слоя, то сплав обладает высокой склонностью к коррозии под напряжением. Если же такие выделения носят характер разобщенных включений, то сплав становится мало чувствительным к коррозии под напряжением, так как распространение электрохимического коррозионного процесса по границам зерен затруднено (рис. 20). Характер выделения частиц вторых фаз по границам зерен зависит не только от физико-химической природы сплава, но и от режима термической обработки.
Механические свойства сплавов системы Al—Mg—Zn, расположенных в области α—Т, зависят от соотношения Mg:Zn и от суммы этих компонентов.
В процессе старения в Al—Mg—Zn сплавах происходят сложные структурные изменения: сначала образуются ЗГП, которые затем переходят в частицы метастабильных и стабильных фаз; параллельно изменяются внутренние напряжения и мозаичная структура, концентрация дислокаций и других дефектов решетки. Во время старения может изменяться плотность и расположение дефектов, а также их характер.
Для сплавов системы Al—Zn—Mg установлены следующие стадии старения: сферические ЗГП→упорядоченные ЗГП→η'→η (MgZn2)→Т (Al2Mg3Zn3).
Данные о структуре и механических свойствах сплава системы Al—Mg—Zn на различных стадиях старения приведены в табл. 11.
Упрочнение сплавов легированием

Для зонного старения характерны большое удлинение и сравнительно невысоким предел текучести (σ0,2/σв = 0,6). По мере появления частиц фазы удлинение уменьшается, отношение растет и становится равным 0,8. Следовательно, переход от зонной стадии старения к выделениям сопровождается уменьшением удлинения и ростом отношения σ0,2/σв и связано с характером взаимодействия частиц фаз с движущимися дислокациями. При наличии в структуре зон или частиц фаз движение дислокаций в процессе деформации может осуществляться либо путем выгибания между этими образованиями, либо путем перерезания их.
Упрочнение сплавов легированием

На рис. 21 показана одна из возможных моделей оценки сопротивления зоны движению дислокации. Дислокация движется слева направо через зону, пересекающую ее плоскость скольжения, сдвигая зону и приводя к увеличению плоскости поверхности раздела зона — матрица. Энергия вновь созданной поверхности, требующей определенной работы деформации, может быть оценена в зависимости от степени упорядоченности строения зоны.
Сопротивление сдвигу обусловливается также различием параметров решетки зоны и матрицы и влиянием внутренних напряжений, возникающих вокруг когерентных зон, когда средние атомные объемы зон и матрицы различны. Совокупность этих факторов создает все же меньшее начальное сопротивление сдвигу, чем выгибание дислокации между жесткими некогерентными частицами. Если приложенное напряжение достаточно велико для того, чтобы дислокационные линии выгибались между частицами в виде полуокружности, дислокации могут проходить между частицами, оставляя на них концентрические дислокационные петли. Дополнительное напряжение С, создаваемое жесткими частицами согласно Оровану, определяется по формуле
Упрочнение сплавов легированием

где T — линейное натяжение дислокаций;
d — среднее расстояние между частицами выделений;
b — вектор Бюргерса.
Следовательно, напряжение текучести сплава, содержащего небольшие равномерно распределенные частицы второй фазы, некогерентно связанные с матрицей, должно быть выражено так:
Упрочнение сплавов легированием

где Cs — напряжение течения матрицы, не содержащей включений второй фазы.
Из критерия Орована следует, что при прочих равных условиях дополнительное напряжение обратно пропорционально расстоянию между частицами. Естественно поэтому, что в фазовой стадии старения сплав обладает максимальной прочностью в первый момент появления частиц второй фазы. По мере увеличения длительности и повышения температуры старения, приводящих к укрупнению частиц и увеличению расстояния между ними (разупрочняющее фазовое старение, коагуляция при старении, перестаривание), прочность сплава снижается.