CC BY
105
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
УДК 669.715:621.785
О СТАДИЯХ СТАРЕНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ*
Л. Б. Бер, докт. техн. наук (ОАО ВИЛС, e-mail: berfam@mail.ru)
Одно из основных достижений академика И.Н. Фридляндера - введение представлений о стадиях старения алюминиевых сплавов. Эти представления не только оказали большое влияние на проводимые в то время исследования, но и послужили основой для выбора принципиально новых режимов старения промышленных термически упрочняемых алюминиевых сплавов. Логическим развитием этих представлений и идей является разработка температурно-временных диаграмм фазовых превращений при старении (ТТТ-диаграмм) алюминиевых сплавов. ТТТ-диаграммы старения совместно с температурно-временными диаграммами изменения свойств (ТТР-диаграммами) позволили разработать новые эффективные ступенчатые режимы старения.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, стадии старения, ТТТ-, ТТР-диаграммы.
On Ageing Stages of Aluminium Alloys. L.B. Ber.
One of the main achievements of Academician I.N. Freedlyander is the introduction of knowledge about ageing stages of aluminium alloys. The knowledge not only had a great influence on studies carried out at that time, but served as a basis for choice of absolutely new ageing regimes for commercial heat-treatable aluminium alloys. Logical evolution of these knowledge and ideas is development of time-temperature-transformation diagrams (TTT-diagrams) of aluminium alloy ageing. The TTT-diagrams of ageing together with temperature-time diagrams of property changes (TTP-diagrams) enabled development of new effective step-by-step ageing regimes.
Key words: aluminium alloys, ageing stages, TTT-, TTP-diagrams.
Представления о стадиях старения
В начале 60-х гг. прошлого века академик И.Н. Фридляндер, основываясь на имеющихся в то время воззрениях о механизмах старения алюминиевых сплавов, предложил свою концепцию стадийности, последовательности этого сложного и многообразного явления. Старение всех термически упрочняемых сплавов независимо от системы легирования проходит через три стадии: «зонного», «фазового» и «коагуляционного» старения. Каждая стадия старения и формирующаяся на этой стадии структура определенным образом закономерно влияют на комплекс механических, коррозионных и физических свойств алюминиевых сплавов. Согласно ра-
* К 100-летию со дня рождения академика И.Н. Фридляндера.
ботам [1-3], на одной и той же стадии старения полуфабрикаты и изделия из термически упрочняемых алюминиевых сплавов разных систем легирования имеют сходные между собой комплексы механических и коррозионных свойств. Это сходство наблюдается, несмотря на то, что в сплавах разных систем легирования кристаллические структуры упрочняющих выделений на одной и той же стадии старения заметно отличаются одна от другой. Представления о стадиях старения, безусловно, являются полезными, поскольку без проведения достаточно трудоемких исследований кристаллической структуры упрочняющих выделений помогают предвидеть, какое влияние оказывают изменения в тем-пературно-временных режимах старения на комплекс свойств алюминиевых сплавов. Они послужили научной основой для выбора новых режимов старения промышленных сплавов .
-Ф-
-Ф-
-Ф-
Со времени появления этой концепции прошло более полувека. За этот срок для термически упрочняемых алюминиевых сплавов практически всех используемых систем легирования получены новые данные о кристаллической структуре упрочняющих выделений на разных стадиях старения. Появились новые сплавы и принципиально новые режимы старения. Задачей настоящей статьи является показать эволюцию введенных И.Н. Фрид-ляндером представлений о стадиях старения и привести примеры применения этих представлений для разработки новых эффективных режимов.
Как уже упоминалось, И.Н. Фридляндер назвал стадии старения, последовательно сменяющие одна другую при увеличении температуры и длительности старения, «зонным», «фазовым» и «коагуляционным» старением. В названии первых двух стадий он использовал принятое в то время различие между зонами и фазами. Рассмотрим вначале имеющиеся определения этих понятий.
«Зоны», согласно определению открывшего их Гинье, имеют кристаллическую структуру исходного пересыщенного твердого раствора (ПТР) и отличаются от этой структуры только повышенной концентрацией легирующих компонентов в зоне и смещениями положения атомов внутри зоны относительно средних положений атомов в твердом растворе [4]. Фактически для алюминиевых сплавов (по-видимому, и для сплавов на другой основе) неизвестно ни одного примера зон, удовлетворяющих этому определению, потому что расположение атомов легирующих компонентов в кристаллической решетке выделений, именуемых зонами, не является статистически беспорядочным, как в идеальном твердом растворе. Повышение концентрации атомов легирующих компонентов в объеме зон во всех известных нам случаях всегда сопровождается появлением координации, то есть наличием определенных мотивов в чередовании атомов разного сорта, отвечающих химической природе их взаимодействия и напоминающих расположение этих атомов в равновесных фазах [5].
Приведем определение понятия «фаза». Согласно [6], новая фаза, образующаяся в
результате превращения, должна отличаться от исходной фазы : 1) кристаллической структурой, то есть координацией атомов в решетке;
2) химическим составом при сохранении координации (расслоение твердого раствора);
3) и тем, и другим.
С этой точки зрения терминологическое разделение выделений в термически упрочняемых алюминиевых сплавах на «зоны» и «фазы», которое сложилось исторически, далеко не всегда справедливо. Выделения, называемые зонами, например, зоны ГП1 и ГП2 в сплавах на основе системы Al-Cu или зоны ГПБ (Гинье, Престона, Багаряцкого) в сплавах на основе системы Al-Cu-Mg, хотя и называются зонами, но не подходят под определение «зон», поскольку обладают определенной координацией атомов в решетке и соответствуют определению «фаза». Поэтому эти выделения должны быть названы когерентными фазами.
Следует отметить, что к зонам, соответствующим определению Гинье, гораздо ближе так называемые кластеры, то есть скопления атомов одного или нескольких сортов, образующиеся в ПТР на ранних стадиях старения [б]. Кластеры действительно наблюдались в последние годы прямыми методами [б], например, в сплавах систем Al-Mg-Si, Al-Zn-Mg и Al-Cu-Mg. Они представляют собой двойки (Mg-Mg, Si-Si), тройки (Al-Mg-Si, 2Mg-Si, 2Zn-Mg) и четверки (2Al-Mg-Cu, 2Mg-Zn-Cu, 2Mg-Si-Cu) атомов разного сорта, часто вместе с вакансиями. Кластеры характеризуются порядком в одной-двух координационных сферах. Но по кристаллической структуре кластеры никак не тождественны зонам, поскольку зоны - это достаточно протяженные (размером в десятки координационных сфер или несколько ячеек кристаллической решетки) скопления атомов другого сорта с наличием не ближнего, а дальнего порядка в расположении атомов легирующих компонентов в узлах решетки твердого раствора.
В некоторых работах последнего времени предложено считать зонами области, в состав которых входит минимальное количество атомов, содержащихся в нескольких ячейках кристаллической решетки со структурой зоны. Например, в статье P.A. Rometsh, B.C. Muddle, S.P. Ringer, посвященной кристаллической
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
структуре упрочняющих выделений в сплавах Al-Mg-Si, предложено считать кластером скопление, в котором < 167 атомов, а зонами - равноосные области, содержащие 167-500 атомов (обзор [7]).
Вместе с тем исторически сложившееся название «зона» является общепринятым для обозначения большинства формирующихся при низкотемпературном старении когерентных выделений в алюминиевых сплавах различных систем легирования (Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Mg-Si, Al-Zn-Mg). В то же время в сплавах системы Al-Li выделение с упорядоченной структурой LI2, формирующееся при низкотемпературном старении, было названо когерентной S'-фазой. Поскольку выделения, называемые «зонами», правильнее называть фазами, стадию старения, названную И.Н. Фридляндером «зонной», с этих позиций лучше называть стадией «когерентных фаз» или «когерентных выделений». Слово «когерентная» употреблено потому, что межатомные связи на границе матрицы и фазы (выделения) в данном случае при образовании такой частицы не нарушаются. Эта стадия старения имеет место в начале распада ПТР при сравнительно низких температурах. Дальнейшие стадии распада ПТР при более высоких температурах, которые И.Н. Фридляндер назвал стадиями «фазового» и «коагуляцион-ного» старения, можно рассматривать как последовательные стадии нарушения когерентности. Образование некогерентных выделений с полностью некогерентными границами и последующее изменение их морфологии происходит при сравнительно высоких температурах, которые значительно превышают реально используемый температурный диапазон режимов старения промышленных сплавов.
Следует отметить, что в 60-х гг. прошлого века, когда И.Н. Фридляндер предложил свою концепцию стадий старения, кристаллическая структура большинства зон еще не была установлена. К этому времени не было принято считать, что зоны имеют собственную кристаллическую структуру. Представляли, что кристаллическая структура зон не отличается от кристаллической структуры твердого раствора, то есть соответствует определению Гинье.
Термин «коагуляционное старение» введен И.Н. Фридляндером для обозначения разуп-рочняющей стадии старения, которая характеризуется ростом размера упрочняющих выделений по сравнению со стадией старения, обеспечивающей максимальное упрочнение (получение максимального предела текучести). «Коагуляционное старение» - довольно умозрительное понятие, которое справедливо далеко не во всех случаях. Действительно, с повышением температуры или длительности старения выделения, имеющиеся на тот момент, должны расти, то есть количество частиц в единице объема должно уменьшаться. Однако это не всегда дает выигрыш в суммарной свободной энергии. В сплавах некоторых систем легирования (например, в сплавах Al-Cu, Al-Cu-Mg) в ходе старения имеются моменты, когда продолжающийся рост иглообразных или пластинчатых частиц выделений создает высокие внутренние напряжения. Дробление этих частиц является энергетически выгодным, поскольку приращение величины поверхностной энергии оказывается меньшим, чем уменьшение упругой энергии за счет релаксации внутренних напряжений. В этом случае дробление, а не коагуляция частиц сопровождается снижением предела текучести.
Относительно разделения старения на различные стадии следует отметить, что технологически его давно классифицируют в зависимости от температурного интервала, в котором оно практически осуществляется. Старение промышленных алюминиевых сплавов условно разделяют на низкотемпературное старение (НС, -20-140 °С) и высокотемпературное старение (ВС, -140-220 °С). Продуктами распада ПТР при НС являются, как правило, дисперсные когерентные или частично когерентные выделения, гомогенно распределенные в объеме зерен. При ВС формируются более крупные, неоднородно распределенные выделения, с большей степенью нарушения когерентности, которые зарождаются, как правило, гетерогенно, на границах зерен, дислокациях, межфазных границах с дисперсоидами.
Эта разница в кристаллической структуре, размере и объемном распределении выделений определяет существенные различия в
-Ф-
-Ф-
-Ф-
комплексе свойств алюминиевых сплавов после НС и ВС.
Как уже было сказано, промышленные алюминиевые сплавы, принадлежащие к разным системам легирования и резко отличающиеся по кристаллической структуре продуктов распада, при одном и том же виде старения -НС или ВС - имеют сходные между собой комплексы механических свойств (имеется в виду не уровень свойств, а соотношение характеристик прочности и пластичности, см. ниже) и, частично, сопротивление коррозии.
Фактически, причиной указанной общности механических свойств различных сплавов на каждой стадии старения является, как указано И.Н. Фридляндером в [3], общность механизмов преодоления выделений движущимися дислокациями в процессе деформации при испытаниях. Дисперсные, равномерно распределенные в объеме когерентные выделения, как правило, перерезаются дислокациями, а крупные, частично когерентные выделения огибаются дислокациями. Конкретный механизм взаимодействия движущихся дислокаций с выделениями (перерезание, огибание, преодоление с помощью одинарного или двойного поперечного скольжения,переползание) зависит не только от когерентности выделений, но и от их размеров, кристаллической структуры выделений, плотности их распределения в объеме матрицы, величины сил межатомной связи внутри выделения.
Обобщим согласно с [1-3] свойства промышленных алюминиевых сплавов на разных стадиях старения, немного дополнив их более новыми экспериментальными данными. На стадии когерентных выделений по сравнению со свежезакаленным состоянием увеличиваются прочность и электрическое сопротивление. Отношение ст0 2/ств составляет 0,5-0,7. Наблюдается высокая пластичность: 8 = 15-30 %, ^ = 20-25 %, причем основной вклад в пластичность вносит равномерное удлинение. Вязкость разрушения больше, чем на других стадиях старения, К|с = 31,450,0 МПа • м1/2, КСи = 0,18-0,29 МДж/м2, КСТ = 0,098-0,19 МДж/м2 [2, 3]. Сопротивление МЦУ и МНЦУ довольно высокое, а величина СРТУ сравнительно низкая. Характеристики сопротивления различным видам кор-
розии на этой стадии весьма разнообразны и зависят от вида коррозии, степени рекристаллизации, особенностей легирования(содержания переходных металлов и примесей) и сильно различаются для сплавов разных систем легирования алюминиевых сплавов. Чаще всего сопротивление коррозионному растрескиванию (КР) удовлетворительное, но наблюдается и низкое сопротивление КР, например, в сплавах системы Al-Zn-Mg-Cu [8].
На стадии частично когерентных выделений можно получить большое разнообразие кристаллических структур выделений и соответствующих им комплексов свойств. На кинетических кривых изменения прочностных свойств отмечается появление площадок; минимумов, соответствующих возврату; одного или двух максимумов [2, 3]. Наличие или отсутствие этих особенностей определяется кристаллической структурой продуктов распада в конкретных системах легирования алюминиевых сплавов. Практически для промышленных термически упрочняемых алюминиевых сплавов чаще всего применяются режимы ИС, обеспечивающие максимальные прочностные свойства (Т1), или же режимы ИС с регламентированным разупрочнением по сравнению с режимом Т1 - режимы Т2 и Т3. В указанных состояниях(Т1, Т2, Т3) последовательно увеличивается степень разупрочнения. Состояния Т2 и Т3, как правило, реализуются с помощью двухступенчатого старения.
Когда в процессе старения появляются частично когерентные выделения, значения электрического сопротивления и показателей пластичности уменьшаются. При режимах старения, соответствующих восходящей ветви кривой упрочнения, возможно резкое уменьшение сопротивления КР. Такое явление наблюдается, например, у сплавов систем Al-Cu и Al-Cu-Mg. В матрице на этой стадии распад ПТР проходит в небольшой степени, а вблизи границ зерен (ГЗ), где гетерогенный распад ПТР уже завершился, возникают зоны, свободные от выделений (ЗСВ), и сами выделения. Из-за электрохимической природы развития коррозии в этом случае возникают большие различия между электродным потенциалом матрицы (ПТР) и электродным потенциалом в области ГЗ [8].
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
При режимах старения, обеспечивающих максимальную прочность (состояние Т1), отношение ^о,2/ав составляет 0,75-0,95, 5 по сравнению с его значениями на стадии когерентных выделений снижается за счет резкого уменьшения величины равномерного удлинения. Аналогичным образом уменьшаются (ухудшаются) показатели вязкости разрушения (Кс, К1с), сопротивления МЦУ, МНЦУ и СРТУ [2, 3]. Сопротивление КР по сравнению с его значением на начальной стадии нарушения когерентности увеличивается, но по абсолютной величине сопротивление КР остается невысоким.
В случае режимов, соответствующих переходу через максимум прочности и достижению контролируемого разупрочнения (режимы Т2, Т3), увеличивается доля сосредоточенной деформации в общем удлинении, хотя абсолютная величина удлинения может остаться
без изменения. Немного повышаются характеристики вязкости разрушения, уменьшается СРТУ. Главное преимущество разупроч-няющих режимов старения - увеличение сопротивления КР, которое при некоторых из этих режимов часто имеет максимальное значение для данного сплава.
Режимы старения с контролируемым разупрочнением применяют для сплавов систем Al-Zn-Mg-(Cu), Al-Mg-Si-Cu. Иногда для стабилизации структуры, если в процессе эксплуатации изделия возможен его перегрев выше температуры старения по стандартному режиму или длительные эксплуатационные нагревы, используют режимы перестарива-ния со значительным разупрочнением (Т78 по классификации Aluminum Association (АА)).
И.Н. Фридляндер и его сотрудники впервые построили «диаграммы старения» промышленных алюминиевых сплавов [3] (рис. 1), на
Рис. 1. Диаграммы старения алюминиевых сплавов по И.Н. Фридляндеру [2]:
I - область преимущественного «зонного» старения; II - область преимущественного «фазового» старения; III - область коагуляционного старения; а, б, в, г, д, е, ж - сплавы В95, 01205 системы Al-Cu-Mn, ВАД23 системы Al-Cu-Li, АД33, Д16, АК6, 2014 (АК8) соответственно; 1, 2 - см. текст
-t
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
которых в координатах температура старения £ст - длительность старения тст, отложено в логарифмических координатах) изображено положение стадий старения, то есть выделены температурно-временные области одноступенчатого «зонного», «фазового» и «коагу-ляционного» старения.
Авторы не могли построить эти диаграммы по данным о кристаллической структуре выделений, поскольку такая информация к тому времени отсутствовала. Диаграммы старения на рис. 1 были построены по измерениям свойств. Области II и III (преобладающего «фазового» и «коагуляционного» старения) разделены на этих диаграммах прямой линией 2, которая строится по точкам достижения максимальных пределов текучести. Эти точки достаточно просто найти для каждой температуры старения £ст. Прямые 1, разделяющие области I (преобладающего «зонного» старения) и II (преобладающего «фазового» старения), построены по точкам, определяемым значительно менее очевидно. Это точки «начала второго повышения предела текучести, электропроводности, снижения относительного удлинения» для каждой £ст [2]. Как правило, для разных свойств эти длительности тст не совпадают. То, что указанные точки находятся на прямых 1 и 2, объясняется диффузионным характером процессов формирования кристаллической структуры выделений. Если формируются одни и те же выделения, то скорость их образования экспоненциально зависит от температуры, то есть пропорциональна логарифму времени.
Зависимость указанных выше свойств от кристаллической структуры упрочняющих выделений на «диаграммах старения» И.Н. Фрид-ляндера фактически отсутствует, так как положение областей I, II и III на этих диаграммах не связано с кристаллической структурой выделений. Названия стадий старения на указанных диаграммах, как сказано выше, с нашей точки зрения являются неточными. Вместе с тем публикация этих «диаграмм старения» И.Н. Фридляндера на определенном этапе оказала большое влияние на проводимые в то время исследования по выбору режимов старения, поскольку позволяла предсказать характер изменения комплекса свойств в за-
висимости от температуры и длительности старения. В русскоязычной литературе «диаграммы старения» И.Н. Фридляндера широко цитировались вплоть до 80-х гг. ХХ века. В настоящее время на них ссылаются значительно реже. В зарубежной литературе они почти не упоминались.
ТТТ- и ТТР-диаграммы старения
алюминиевых сплавов различных систем легирования
Дальнейшим развитием идей И.Н. Фридляндера относительно различных стадий старения в промышленных алюминиевых сплавах является их конкретизация путем исследования кристаллической структуры выделений для сплавов каждой системы легирования. Его термины для обозначения стадий старения, как было сказано выше, естественно поменять на термины, означающие принадлежность рассматриваемых режимов старения к стадиям когерентных, частично когерентных и некогерентных выделений. На основе исследования кристаллической структуры выделений можно определить, каким структурным изменениям соответствует переход от одной стадии старения к другой, какова оптимальная структура выделений, обеспечивающая получение нужного комплекса свойств.
Наиболее компактной и удобной формой представления информации об изменении фазового состава выделений в процессе одноступенчатого старения являются изотермические ТТТ-диаграммы старения (Т - температура, т - время, t (transformation) - превращение) [9-13], которые можно рассматривать как логическое развитие «диаграмм старения» И.Н. Фридляндера. Получение таких диаграмм аналогично построению изотермических ТТТ-диаграмм для определения устойчивости пересыщенного твердого раствора (закалочной чувствительности) [14] только применительно к старению.
В случае ТТТ-диаграмм при определении закалочной чувствительности образцы закаливают с температуры обработки на твердый раствор (ТОТР) в среде с заданной температурой Т. В случае изотермических ТТТ-диаграмм старения закаленный материал нагревают до
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
температуры старения Т и выдерживают заданное время т при этой температуре, а диаграммы получаемого при этом фазового состава выделений (transformation) строят по результатам структурных исследований.
Линии, разделяющие на ТТТ-диаграммах различные фазовые области, как и в случае ТТТ-диаграмм для интервала температур закалочной чувствительности, должны иметь
Рис. 2. ТТТ-диаграмма старения листов изсплава 1201 безправки:
В - затемненная область соответствует максимальным значениям ао 2; А - область соответствует режимам старения минимальной длительности на первой ступени, для которых образовавшиеся при этом дисперсные выделения 6''- и Э'-фаз наследуются в случае старения на второй ступени при 190-200 °С [10, 13]
Рис. 4. ТТТ-диаграмма при старении сплава Д16:
заштрихованная область режимов В соответствует максимальному пределу текучести [9, 12, 13]
Рис. 3. ТТР- диаграммы изменения sB (а) иъ0,2(б) в процессе старения листов из сплава 1201 [10, 13]
Рис. 5. ТТРдиаграммы при старении листов из сплава Д16, построенные по результатам измерения ав, а0 2 и 5
-t
41 • W-
форму С-кривых. Однако в случае старения критическая температура минимальной устойчивости («носик» С-кривой) чаще всего находится выше температурного интервала, представленного на ТТТ-диаграмме. На такой ТТТ-диаграмме видна только нижняя ветвь С-кривой. ТТТ-диаграммы фиксируют далекие от равновесия кинетические закономерности. Поэтому пересечение на них различных линий не означает какого-либо фазового равновесия, а соответствует кинетически равной вероятности образования или исчезновения соседствующих фаз.
Построение ТТТ-диаграмм целесообразно сочетать с построением ТТР-диаграмм, представляющих собой зависимость температура-время-свойство (property). На рис. 2-9 приведены примеры ТТТ- и ТТР-диаграмм для термически упрочняемых алюминиевых сплавов наиболее распространенных систем легирования. Сопоставление ТТТ-диаграмм с ТТР-диаграммами позволяет понять, какое влияние оказывают изменения фазового состава упрочняющих выделений на свойства,
Рис. 6. ТТТ-диаграмма старения модельного сплава А1—6,11п—214Мд—116Си (% мас.), которая близка к ТТТ-диаграмме листов из сплава В95:
Б - заштрихованная область соответствует максимальному а0 2; А - область соответствует режимам старения минимальной длительности на первой ступени, для которых образовавшиеся при этом дисперсные выделения зон ГП2 и п''-фаз наследуются в случае старения на второй ступени при 160-180 °С [11, 13]
Рис. 7 ТТР-диаграммы изменения ав, s0 2 и d при старении листов из сплава В95
4
4
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Рис. 8.. ТТТ-диаграмма старения сплава А1-0,9Мд-0,5Б1 (А—1,4 % мол, Мд^О (аналогична ТТТ-диаграмме сплава АД33):
Б - заштрихованная область соответствует максимальному ад,2; А - область соответствует выделениям после низкотемпературного старения, наследуемым при дальнейшем высокотемпературном старении
помогает целенаправленно подбирать режимы старения. Положение фазовых областей на ТТТ-диаграмме зависит от концентрации основных легирующих компонентов указанной системы легирования (они входят в состав упрочняющих выделений), от присутствия переходных металлов и примесей, степени рекристаллизации, наличия правки, длительности естественного старения перед искусственным старением и от других параметров.
На ТТТ-диаграммах отображаются результаты исследования фазового состава в теле зерен. Продукты гетерогенного распада ПТР на ГЗ, субграницах или в приграничной области по фазовому составу чаще всего сильно отличаются от продуктов распада в теле зерен. Значительные различия имеются и в кинетике распада. Поэтому для гетерогенного распада существуют самостоятельные ТТТ-диаграм-
Рис. 9.. ТТР-диаграммы изменения ав и а0 2 в процессе старения сплавов АД31 (а, б), АД33 (в, г), АК6 (д, е)
4
4
-Ф-
мы, свидетельствующие о том, что выделения одинакового фазового состава формируются на ГЗ в чрезвычайно широком интервале температур и длительностей старения.
ТТТ-диаграммы полезны при разработке ступенчатых режимов старения. Для сплавов используемой системы легирования должен быть известен механизм наследования выделений, образующихся в результате НС, при последующем ВС (наследования с точки зрения их размеров, а не фазового состава). В случаях, когда такие механизмы установлены, на ТТТ-диаграммы нанесены области существования наследуемых когерентных или частично когерентных выделений, обладающих высокой дисперсностью и однородным распределением в объеме зерен и субзерен (см. рис. 2, 6, 8, области А). Это позволяет решать три типа задач [15]:
- получение в результате ВС состояния с регламентированным разупрочнением при пе-рестаривании, но с улучшенным сопротивлением КР и с повышенными характеристиками сопротивления разрушению (режимы Т2 и Т3);
- разработка ускоренных ступенчатых режимов старения типа Т1, Т2 и Т3, при которых
суммарная длительность старения, требуемая для получения оптимальной структуры выделений и нужных свойств, становится меньше, чем при одноступенчатом старении [16, 17];
- разработка оптимальных трехступенчатых режимов старения по схеме НС + ВС + НС типа Т77 по классификации АА или Т12 по классификации РФ, позволяющих получить сочетание высокой прочности, сопротивления КР, вязкости разрушения и сопротивления РСК. Такие режимы старения в отличие от режимов старения, предложенных для этой цели первоначально и включающих возврат, не требуют возврата на второй, высокотемпературной ступени старения, и их можно осуществить в промышленных условиях [18].
В нескольких недавних исследованиях для улучшения комплекса свойств разработаны ступенчатые режимы старения с использованием ТТТ- и ТТР-диаграмм, а следовательно, и с учетом представлений о стадиях старения. Примерами таких работ являются [18] для сплава В96Ц3 системы А!-7п-Мд-Си, [19] для сплава 1370 системы А!-Мд-Б1-Си и [20] для сплава В-1461 системы А!-И-Си-7п-Мд.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Фридляндер И.Н. Алюминий и его сплавы. - М.: Знание, 1965. - 60 с.
2. Фридляндер И.Н. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.
3. Фридляндер И.Н., Ткаченко Е.А. Закономерности изменений свойств алюминиевых сплавов при старении. Гл. 8 // В кн.: Металловедение алюминия и его сплавов: справ. руков. - М.: Металлургия, 1983. - 280 с.
4. Гинье А. Неоднородные металлические твердые растворы. - М.: Изд-во ин. лит., 1962. - 158 с.
5. Чуистов К.В. Старение металлических сплавов. Второе издание, доп. и перераб. - Киев: Академ-периодика, 2003. - 567 с.
6. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов. Атомное строение металлов и сплавов. - М.: Ато-миздат, 1978. - 352 с.
7. Колобнев Н.И., Бер Л.Б., Хохлатова Л.Б., Рябов Д.К. Структура, свойства и применение сплавов системы А!-Мд-Б1-(Си) // МиТОМ. 2011. № 9. - С. 40-45.
8. Синявский В.С., Вальков В.Д., Калинин В.Д. Коррозия и защита алюминиевых сплавов. 2-е изд. - М.: Металлургия, 1986. - 368 с.
9. Алексеев А.А., Бер Л.Б. Диаграммы фазовых превращений при старении сплавов системы Al-Cu-Mg // Технология легких сплавов. 1991. № 1. - С. 9-13.
10. Алексеев А.А., Бер Л.Б. Диаграммы фазовых превращений при старении сплавов систем Al-Cu и Al-Mg-Si-(Cu) // Технология легких сплавов. 1991. № 3.- С. 18-20.
11. Алексеев А.А., Бер Л.Б. Диаграммы фазовых превращений при старении сплавов систем Al-Zn-Mg-(Cu), Al-Li-Cu и Al-Li-Cu-Mg // Технология легких сплавов. 1991. № 5. - С. 15-19.
12. Бер Л.Б., Капуткин Е.Я. Диаграммы фазовых превращений алюминиевых сплавов систем Al-Cu-Mg, Al-Mg-Si-Cu и Al-Mg-Li // ФММ. 2001. Т. 92. № 2. - С. 101-111.
13. Davydov V.G., Ber L.B. TTT and TTP Ageing Diagrams of Commercial Aluminium Alloys and Their Use for Ageing Acceleration and Properties Improvement. Aluminium Alloys, Their Physical and Mechanical Properties (ICAA8) / Ed. P. J. Gregson, S.J. Harris. P 2. Proc. of 8th Int. Conf. on Aluminum Alloys, Cambridge, UK, 2-5 July, 2002. P. 1169-1174.
14. Давыдов В.Г., Захаров В.В., Захаров Е.Д., Новиков И.И. Диаграммы изотермического рас-
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
пада раствора в алюминиевых сплавах: справ. -М.: Металлургия, 1973. - 152 с.
15. Бер Л.Б. Ступенчатые режимы старения алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2010. № 3. - С. 5-21.
16. Ber L.B. Accelerated artificial ageing regimes of commercial aluminium alloys. I. Al-Cu-Mg alloys // Material Science & Engineering. A. Structural Materials: Properties, Microstructure and Processing. A280. 2000. - Р. 83-90.
17. Ber L.B. Accelerated artificial ageing regimes of commercial aluminium alloys. II. Al-Cu, Al-Zn-Mg-(Cu), Al-Mg-Si-(Cu) alloys. Materials Science & Engineering. A. Structural Materials: Properties, Microstructure and Processing. A280. 2000. - Р. 91-96.
18. Елагин В.И., Бер Л.Б., Ростова Т. Д., Уколо-
ва О.Г. Совершенствование трехступенчатых режимов старения сплавов системы А!-2п-Мд-Си // Технология легких сплавов. 2009. № 2. -С.12-19.
19. Махсидов В.В., Колобнев Н.И., Каримова С.А., Сбитнева С.В. Взаимосвязь структуры и коррозионной стойкости в сплаве 1370 системы А!-Мд^1-Си-2п // Авиационные материалы и технологии. 2012. № 1. - С. 8-13.
20. Хохлатова Л.Б., Оглодков М.С., Пономарев Е.К. Влияние режимов старения на коррозионную стойкость листов из сплава В-1461 системы А!-Ы-Си-2п-Мд // Металлургия машиностроения. 2012. № 3. - С. 23-26.
-Ф-
-Ф-
-Ф-
-Ф-
