Рис. 159. Зависимость от состава свободной энергии а-раствора (Fj),

крупных (Fp) и мелких (f р) выделений Р-фазы

Расстояние

Рис. 160. Градиент концентрации легирующего элемента в а-растворе между мелким и крупным выделениями р-фазы [С и см. на рис. 159)

Средний радиус частиц г с увеличением времени старения т при коагуляции изменяется в соответствии с уравнением Лиф-шица-Слезова:

(33)

где Го - средний начальный радиус выделений перед коагуляцией.

ВЮуСУЩкТ. (34)

Здесь D - коэффициент диффузии;

у -- поверхностная энергия на границе выделения с матрицей;

С - равновесная концентрация матричного раствора у плоской поверхности раздела с избыточной фазой; V - объем выделения, приходящийся на один атом растворенного элемента. Скорость коагуляции увеличивается с ростом D и у. Коэффициент диффузии с повышением температуры возрастает по экспоненте, и поэтому коагуляция сильно ускоряется с ростом температуры старения. Этому способствует также увеличение С с ростом температуры.

Коагуляция является единственным структурным изменением стареющего сплава после образования выделений стабильной фазы. Но это не значит, что коагулируют только выделения стабильной фазы. Аналогично могут коагулировать и выделения промежуточных фаз и зоны Гинье-Престона, так как концентрация раствора, находящегося в метастабильном равновесии с ними, зависит от размера соответствующих выделений (в том числе и зон ГП). Поэтому коагуляцию можно наблюдать на разных стадиях распада раствора. Но особенно большой практический интерес она представляет как заключительная стадия распада.

§43. ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ СПЛАВОВ ПРИ СТАРЕНИИ

Ь Природа упрочнения при старении

Упрочнение при старении - результат торможения дислока-дай теми выделениями, которые образовались при распаде пере-сыщенного твердого раствора. Можно указать три главные причины упрочнения: 1) торможение дислокаций полем упругих диапряжений в матрице вокруг выделений; 2) химическое упрочнение при перерезании выделений дислокациями; 3) упрочнение при обходе частиц дислокациями .

Поле упругих напряжений неизбежно возникает в матрице при образовании когерентных и полукогерентных выделений, так как когерентность решеток обеспечивается упру-Уйой деформацией их около границы раздела (см. рис 139, а, б), величина упругих напряжений тем больше, чем больше размерное несоответствие структуры матрицы и выделения, выше модуль ;упругости матрицы и больше площадь когерентной границы. Для >дродвижения дислокаций через упругодеформированную матрицу гребуется приложить напряжение, превышающее среднее напря-;жение поля упругих деформаций вокруг выделений. Соответствующее упрочнение является результатом дальнодействующего влияния выделений на дислокации.

f X им ическое упрочнение - результат ближнего взаимодействия дислокаций и выделений, когда дислокации проходят через выделения, как бы перерезают их, и выделения деформируются вместе с матрицей.

; Решетка выделения не идентична решетке матрицы, даже ли речь идет о полностью когерентном выделении. Поэтому рислокация, входящая со своим вектором Бюргерса в выделение, рйарушает укладку атомов вдоль плоскости скольжения. Чем льше отличается строение выделения в плоскости перерезания Т строения матрицы в этой же плоскости, тем сильнее нарушение кладки атомов внутри выделения и тем выше требуется напряже-Se для перерезания выделений дислокациями. В случае коге-атного выделения (зоны ГП) поверхностная энергия на плоско-и его среза составляет величину порядка 10 эрг/см, а при ?ерезании некогерентного выделения - порядка 10 эрг/см* к на высокоугловой границе).

Модуль сдвига выделения обычно больше, чем у матрицы. jfCM жестче выделение, тем труднее дислокации его перерезать. Еще одна причина торможения дислокаций - образование уступов на перерезанном выделении и соответственно увеличение поверхности, с которой связан избыток энергии.

Торможение дислокаций дисперсными частицами подробнее рассматрн- ся в курсах Кристаллография и дефекты кристаллического строения ме-t>B и Механические свойства металлов .

Упрочнение при обходе частиц дислокациями возникает тогда, когда дислокации не перерезают выделения. Один из способов обхода - проталкивание дислокаций между выделениями. Для проталкивания необходимо повысить приложенное напряжение, чтобы выгнуть дислокацию между выделениями.

Критическое напряжение проталкивания обратно пропорционально расстоянию I между выделениями:

pGb/l, (35)

где G - модуль сдвига матрицы;

b - вектор Бюргерса дислокации. Другой способ обхода выделений - поперечное скольжение. Напряжение, необходимое для преодоления препятствий этим способом, уменьшается с повышением температуры. Переползание дислокаций при повышенных температурах также помогает им обходить выделения.

2. Величина упрочнения при образовании выделений разного типа

Величина упрочнения зависит от типа выделений, их строения, свойств, размера, формы, характера и плотности распределения, степени несоответствия решеток матрицы и выделения, а также от температуры испытания.

Благодаря гомогенному зарождению плотность распределения зон ГП весьма большая, и расстояние между ними обычно настолько мало (порядка 10 А), что для проталкивания дислокаций требуются большие напряжения, чем для перерезания зон. Следовательно, зоны ГП вызывают химическое упрочнение. Если разница в атомных диаметрах растворимого и растворителя небольшая, то энергия упругих деформаций матрицы мала и химическое упрочнение является единственной причиной повышения прочности при старении (пример - сплавы А1-Ag и А1-Zn). При большой разнице в атомных диаметрах, например в сплавах А1-Си и Си-Be, вокруг зон ГП создается поле значительных упругих напряжений, которое вносит свой вклад в торможение дислокаций зонами и в упрочнение при старении.

Спинодальный распад, на ранних стадиях которого структура отличается очень высокой дисперсностью когерентных областей с разной концентрацией компонентов и равномерностью их распределения по всему объему зерна, может обеспечить большое увеличение предела текучести. Это увеличение пропорционально квадрату амплитуды концентрационной волны (см. рис. 143, а) и, например, у сплава меди с 9% Ni и 6% Sn доходит до 50 кгс/мм Поэтому изыскание сплавов, в которых возможен спинодальный