Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки
.pdfПри температурах ниже 500 °С распад начинается с образования зон Гинье-Престона (ЗГП), представляющих собой монослои ато мов бериллия, расположенных параллельно плоскости {100} матрицы. Их размеры оцени ваются несколькими периодами решетки. Мо нослои окружены полями упругих искаже ний кристаллической решетки матричного a-твердого раствора.
После образования ЗГП с увеличением длительности старения появляются частицы метастабильной у'(М1Ве)-фазы, решетка которой ориентирована относительно матрицы (а-фазы) в направлениях <100> и <110>. Метастабильная у'-фаза образуется непосредственно из ЗГП при температурах ниже 500 °С, либо из а-фазы при более высоких температурах. На ранней стадии старения дисперсные частицы у'-фазы когерентны по отношению к матрице. По мере развития процесса старения размеры выделе ний у'-фазы увеличиваются и после длительной выдержки, особенно выше температуры 500 °С, теряют когерентность с матрицей и превраща ются в стабильную у(>ПВе)-фазу. Фаза y(NiBe) может образовываться как из метастабильной у'-фазы, так и непосредственно из а-твердого раствора.
Таким образом, в сплаве системы Cu-Ni- Ве, содержащем 30 % Ni и 0,5% Be, наблюда ется следующая последовательность превра щений при распаде пересыщенного твердого a-твердого раствора:
400...500°С: а — ЗГП — y'(NiBe) — y(NiBe);
500...600°С: а — y'(NiBe) -> y(NiBe);
Рассмотренную последовательность фа зовых превращений объясняют кинетические кривые изотермического распада пересыщен ного твердого раствора, построенные с учетом структурных исследований и скорости зарож дения метастабильных и стабильных фаз при старении сплава с 30 % Ni и 0,5% Be (рис. 5.23). Эти кривые получены после закалки с 1050 °С в воду и старении при 400...600 °С.
Из рис. 5.23 следует, что начальная ста дия распада при температурах 400...500°С связана с формированием ЗГП (кривая 7), на которых при низких температурах термодина мически выгодно зарождаться частицам мета стабильной у'(>ПВе)-фазы. При более высоких температурах старения (выше 500 °С) стадия образования ЗГП отсутствует, и непосредст венно из a-твердого раствора зарождаются
Рис. 5 .2 3 . Диаграммы изотермического превращения в сплаве Си - 3 0 %Ni - 0 ,5 % Be:
/ - начало превращения ЗГП —►у '; 2 - завершение формирования частиц у' - фазы и начало их роста; 3 - достижение частицами у ' - фазы критических размеров и начало перехода у ' — * y(NiBe); 4 - ус ловное начало прерывистого распада - достижение его 1 0 %-го объема; 5 - завершение прерывистого распада [145]
частицы у'-фазы более крупных размеров, ко торые затем превращаются в стабильную у(>ПВе)-фазу.
Рассмотренные закономерности относят ся к гомогенному распаду, при котором про цесс происходит статистически равномерно по всему объему зерен а-раствора. В сплавах сис темы Cu-Ni-Be возможен негомогенный (пре рывистый или ячеистый) распад. Этот вид рас пада начинается у границ зерен, и его продук ты в виде ячеистых выделений растут в объеме зерен, снижая прочностные характеристики сплава. Ячейки представляют собой перлито образные колонии (напоминающие колонии перлита в углеродистых сталях), состоящие из пластин равновесной у-фазы, разделенных про слойками обедненного бериллием а-твердого раствора. Этот вид распада может происходить в широком диапазоне температур старения (кривые 4 и 5). Прерывистый распад начинает развиваться после того, как частицы у'-фазы, образующиеся в объеме зерен по гомогенному механизму, начинают превращаться в частицы у(МВе)-фазы. Этот процесс в сочетании с рос том ячеек прерывистого распада приводит к разупрочнению.
В соответствии со структурными измене ниями при старении изменяются и механиче-
Рис. 5.24. Влияние продолжительности старения при температурах 600 °С (/), 550 °С (2) и 500 °С (J) на твердость сплава Си - 30 % Ni - 0,5 % Be (145]
ские свойства сплавов системы Cu-Ni-Be. За кономерности изменения твердости при раз личных режимах старения сплава, содержаще го 30 % Ni и 0,5 % Be, показаны на рис. 5.24.
При температурах ниже 550 °С твердость изменяется в два этапа. Первое повышение твердости заканчивается периодом, в течение которого рост ее замедляется и только затем наблюдается дальнейший рост твердости до максимальных значений. Упрочнение на пер вом этапе связано с образованием ЗГП (зонное старение). С увеличением длительности изо термической выдержки происходит формиро вание частиц метастабильной у'(№Ве)-фазы на базе ЗГП. В этот период твердость практически не изменяется. Последующий рост частиц у'(МВе)-фазы вызывает дополнительное увели чение твердости сплава (фазовое старение). Укрупнение частиц у'-фазы происходит до определенных размеров, после чего начинается формирование частиц стабильной у(МВе)-фазы с кубической решеткой. На этом этапе твер дость достигает максимальных значений, по следующее ее снижение объясняется развитием процессов коагуляции и сферодизации частиц у-фазы.
Повышение твердости при высоких тем пературах старения (550...600°С) обусловлено выделением дисперсных частиц метастабиль
ной y'(NiBe) фазы, зонная стадия старения в этом диапазоне температур отсутствует.
Сплавы систем Cu-Ni-Be применяются в США. Химический состав стандартного сплава марки С71700, применяемого в США, приве ден в табл. 5.31. Кроме никеля и бериллия, в этот сплав для улучшения технологических свойств и коррозионной стойкости введена небольшая добавка железа. При тех концен трациях, в которых железо имеется в сплаве С71700 (0,4. ..1,0 %), оно находится в твердом растворе и 'своих структурных составляющих не образует.
Из сплава С71700 производят деформи рованные полуфабрикаты: плиты, трубы. Для получения неразъемных соединений применя ется сварка и пайка мягкими и твердыми при поями. Сплав С71700 удовлетворительно обра батывается давлением в горячем и холодном состоянии, изделия из него хорошо полируются.
Свойства сплава С71700 и режимы обра ботки приведены в табл. 5.32. По коррозион ной стойкости он близок к сплаву марки С71500 - аналогу мельхиора МНЖМц30-1-1.
Для легирования сплавов системы Cu- Ni-Be используют алюминий и титан. Введение алюминия и титана в тройной сплав значитель но повышает степень упрочнения при диспер сионном твердении. Так, например, тройной сплав, содержащий 30 %Ni и 0,47 % Be, после закалки с 1050 °С, холодной деформации на 50 % и старения при 400 °С в течение 1 ч имел предел упругости 1060 МПа. Введение алюми ния повышает характеристики упругости: пре дел упругости сплава, дополнительно легиро ванного 2,4 % А1, после аналогичной обработ ки увеличивается до 1300 МПа.
Существенно, что с введением алюминия заметно повышается эффект упрочнения при старении, особенно при его содержании - 2 %. Твердость сплава после старения при 500 °С достигает 340HV, тогда как у сплава аналогич ного состава без алюминия на стадии макси мального упрочнения твердость не превышает 300 HV (рис. 5.25, 5.26).
5.31. Химический состав (%) сплава С71700 по стандартам ASTM, В122, В26061 (США)
Содержание компонентов
Си |
Ni |
Fe |
Be |
Примеси, не более |
|
||||
Основа |
29,9...33,0 |
0,4... 1,0 |
0,4...0,7 |
Сумма 0,5 |
5.32. Физические, механические, технологические свойства и режимы обработки сплава С71700 (Cu-Ni-Be)
Свойства или режимы обработки |
Значения |
Физические свойства |
|
Температура плавления, °С: |
|
ликвидус |
1275 |
солидус |
1150 |
у, кг/м3 |
8950 |
Ср, Дж/(кг К) |
377 |
о-106 при 20...300 °С, 1C1 |
16 |
р, мкОм м (отоженное состояние) |
0,34 |
К Вт/(м К) |
35 |
Е, ГПа |
155 |
Механические свойства |
|
св, МПа: |
|
отожженные |
400 |
твердые |
630 |
о0 2, МПа: |
|
отожженные |
140 |
твердые |
500 |
5, %: |
|
отожженные |
43 |
твердые |
5 |
НВ: |
|
отожженные |
45 |
твердые |
85 |
Технологические свойства или |
|
режимы обработки |
|
Температура горячей обработки |
|
давлением, °С |
960... 1100 |
Температура отжига, °С: |
|
рекристаллизационного |
650...850 |
для снятия напряжений |
280...350 |
Максимально допустимая степень |
90 |
холодной деформации, % |
|
Обрабатываемость резанием |
|
(относительно латуни марки |
20 |
С36000), % |
Температура старения, °С
Рис. 5.25. Изменение твердости сплавов системы Cu-Ni-Be, дополнительно легированных алюминием и титаном, после закалки
с 1050 °С и старения при 300...800 °С:
/ - Си - 30 % Ni - 0,47 % Be;
2 - Си - 30 % Ni - 0,47 % Be - 1,4 % Ti;
3 - Си - 30 % Ni - 0,47 % Be - 2,4 % A1 [144]
Время старения, с
Рис. 5.26. Зависимость твердости HV сплавов Си - 30 % N i - 0,5 % Be с различным содержанием
алюминия от продолжительности старения при 500 °С:
1 - Cu-30%Ni-2%А1; 2- Си - 30 %Ni - 0,5 % Be;
3 - Си30 %Ni - 0,5 % Be - 1 % Al; 4 - Си30%Ni - 0,5%Be- 2 %Al [147]
Способность к более высокому упрочне нию сплавов, содержащих алюминий и титан, объясняется замедлением образования метастабильной у'(№Ве)-фазы при старении и по явлением дополнительных фаз-упрочнителей: в случае легирования сплавов системы Cu-Ni-Be
7 - 10289
V,%
Рис. 5.27. Влияние концентрации алюминия в сплавах Си30 % Ni - 0,5 % BeА1 на объемную долю прерывистых выделений V, образующихся при 500 (а) и 600 °С (о). Цифры у кривых называют концентрацию алюминия
в сплавах |147]
алюминием - это 0[(М,Си)3А1]-фаза, а в случае легирования титаном дополнительное упроч нение связывают с появлением фазы Ni3Ti. Кроме того, эти элементы оказывают влияние на морфологию приграничных выделений при прерывистом распаде твердого раствора, а в ряде случаев полностью подавляют прерыви стый распад, что также положительно сказыва ется на свойствах.
Введение в сплав Си - 30 % Ni - 0,5 % Be дополнительно 0,6...2,0%А1 приводит к за
медлению, а при 2 % А1 - к полному подавле нию прерывистого распада твердого раствора. Особенно эффективно алюминий замедляет развитие прерывистого распада при темпера туре 500 °С (рис. 5.27): введение небольшого количества алюминия (0,8 %) практически полностью подавляет развитие прерывистого распада в сплаве Cu-Ni-Be-Al. Чтобы полу чить аналогичный эффект при более высоких температурах (~~ 600 °С), необходимо повысить содержание алюминия до 2 % (рис. 5.27). Учи тывая, что алюминий сдвигает зону разупрочняющего старения сплавов системы Cu-Ni-Be в область более высоких температур (600 °С и более) и подавляет прерывистый распад, такие сплавы могут представлять интерес как мате риал для пружин, работающих при повышен ных температурах (550.. .600 °С).
Сплавы системы Cu-Ni-Sn. Легирова ние медно-никелевых сплавов оловом значи тельно повышает их прочностные свойства. Сплавы системы Cu-Ni-Sn относятся к дис- персионно-твердеющим, и после термической или термомеханической обработки они имеют высокие прочностные свойства и характери стики упругости при среднем уровне электро проводности. Об этом свидетельствуют меха нические свойства некоторых сплавов этой системы после термомеханической обработки, приведенные в табл. 5.33.
Из зарубежных сплавов данной системы следует отметить сплав, содержащий 9 % Ni и 6 % Sn. После закалки с температуры 825 °С, холодной пластической деформации с обжати ем 75...95 % и старения он имеет предел упру гости a0>oi = 1200 МПа и твердость 370 HV при
5.33. Механические свойства сплавов системы Cu-Ni-Sn после закалки с 825 °С, холодной деформации на 95 % и старения (проволока диаметром 0,5 мм)
Содержание компонентов*, % |
Режимы старения |
Механические свойства |
||||
Ni |
Sn |
Температура, °С |
Время, с |
о», МПа |
Оо.2»МПа |
\|/,% |
3,5 |
2,5 |
250 |
900 |
895 |
670 |
75 |
5,0 |
5,0 |
350 |
60 |
1280 |
1030 |
55 |
9,0 |
6,0 |
350 |
120 |
1410 |
1220 |
54 |
7,0 |
8,0 |
425 |
8 |
1480 |
1210 |
47 |
12,0 |
8,0 |
400 |
10 |
1590 |
1350 |
46 |
14,0 |
6,0 |
350 |
300 |
1440 |
1230 |
54 |
* Остальное Си.
Рис. 5.28. Политермнческий разрез диаграммы состояния систем Cu-Ni-Sn при постоянном содержании никеля 9 % (130):
1 - сольвус выделения равновесной у-фазы; 2 - температура, ниже которой распад
а-раствора протекает по спинодальному механизму
высокой пластичности (у > 50 %) и коррозион ной стойкости. Преимущества этого сплава заключаются в том, что он по прочности пре восходит бериллиевую бронзу и характеризу ется хорошими технологическими свойствами: изделия легко формуются, хорошо сваривают ся и паяются [104].
В тройной системе Cu-Ni-Sn имеется не сколько промежуточных интерметаллидных фаз, содержащих олово, которые находятся в равновесии с a-твердым раствором: это упоря доченная фаза у состава (CuNi)3Sn с ГЦК ре шеткой с периодом а = 0,595 нм; 5-фаза состава (Ni75-xCux)Sn25 , имеющая орторомбическую решетку типа Cu3Ti с периодами а = 0,459 нм; с = 0,425 нм и отношением da = 0,8. Считается, что наибольший вклад в упрочнение при тер мической обработке вносит у[(СиМ)38п]-фаза и ее метастабильные модификации [172].
Эффект дисперсионного твердения при старении сплавов с никелем и оловом опреде ляется переменной растворимостью олова в медно-никелевом твердом растворе. Об этом свидетельствует политермический разрез тройной системы Cu-Ni-Sn для сплавов с по
стоянным |
содержанием |
никеля |
(9 %) |
(рис. 5.28). |
Видно, что растворимость |
олова |
резко уменьшается при температурах ниже 600 °С (кривая 1 сольвуса равновесной у-фазы). Образование равновесной y[(CuNi)3Sn]^a3bi при старении обычно осуществляется через метастабильную стадию старения.
Т,°С
600
500
400
300
200
102 |
103 |
104 |
105 |
Время выдержки, с
Рис. 5.29. Диаграмма изотермического распада переохлажденного твердого раствора
всплаве Си- 9 % Ni - 6 % Sn [86]:
1- начало выделения из а-раствора пластинчатых частиц равновесной у-фазы в объеме зерен;
2 - начало формирования периодической структуры, состоящий из частиц метастабильной у'-фазы
Конкретный механизм распада пересы щенного оловом a-твердого раствора зависит от химического состава сплава и температур но-временных условий старения. Для сплава, содержащего 9 % Ni и 6 % Sn, диаграмма изо термического распада переохлажденного твер дого раствора приведена на рис. 5.29). Для построения данной диаграммы образцы зака ливали от температуры 800 °С до нормальной с последующим изотермическим старением при 250...680°С. С-кривые У и 2 на диаграмме изотермического распада твердого раствора соответствуют времени, за которое электросо противление снижается на 5 % относительно закаленного состояния. Изменение фазового состава сплава при этом контролировали с по мощью рентгеноструктурного анализа.
Из рис. 5.29 следует, что кинетика распа да твердого раствора характеризуется двумя минимумами устойчивости, один из которых отвечает температуре 550...570 °С (кривая /), а второй - 350...400 °С (кривая 2). Распад в низ котемпературной области протекает быстрее, чем в высокотемпературной. Распад при тем пературах выше 500 °С (высокотемпературное старение) сопровождается выделением в объе ме зерен пластинчатых частиц равновесной у-фазы, расположенных на значительном рас стоянии друг от друга, т.е. распад твердого раствора осуществляется без образования про межуточных метастабильных фаз.
Низкотемпературный распад в сплаве с 9% Ni и 6% Sn протекает по спинодальному механизму с образованием на начальной ста дии чередующихся областей с высокой и низ кой концентрацией олова в а - твердом раство ре. Спинодальный механизм распада способст вует формированию периодической модулиро ванной структуры в этом сплаве с очень высо ким уровнем прочностных свойств.
Распад осуществляется гомогенно в объ еме зерен. На первом этапе происходит рас слоение твердого раствора на чередующиеся области с повышенной и пониженной концен трацией никеля и олова. Затем в объемах твер дого раствора, обогащенных оловом, образу ются частицы метастабильной у'-фазы. Форми рование периодически расположенных частиц у'-фазы (модулированной структуры) приводит к наиболее значительному увеличению проч ности сплава. Максимальную прочность сплав приобретает на стадии старения, когда период модуляции составляет 4... 10 нм [137].
Таким образом, в сплаве с 9 % Ni и 6 % Sn распад твердого раствора при старении при температурах 300...400°С можно представить в виде схемы: а —* у' —> у. Причем частицы у'-фазы могут иметь две модификации и фор мируют в этих условиях модулированную структуру. На более поздней стадии превраще ния распад приобретает прерывистый характер
и осуществляется неравномерно в объеме зерен
а- твердого раствора. Такой характер распада приводит к понижению прочностных свойств.
При температурах выше 400 °С из а-раствора, минуя метастабильную стадию, выделяется равновесная у-фаза. Электронно микроскопические исследования показали, что морфология частиц у-фазы в объеме зерен и на границах различна: на границах она имеет форму округлых частиц, в объеме зерен - стержневидную форму с образованием струк туры типа видманштеттовой [137].
По такому же механизму с образованием модулированной структуры осуществляется распад твердого раствора при низкотемпера турном старении и в сплаве с 9 %Ni и 5 % Sn. Однако в сплаве с более высоким содержанием олова (6 %) при 400 °С сначала выделяется метастабильная у'-фаза с другой кристалличе ской структурой, имеющей упрорядоченную по типу Cu3Au (Ы 2) структуру с ГЦК решеткой и периодом а = 0,434 нм. Так что в сплаве с
9 % Ni и 6 % Sn при температуре 400 °С распад твердого раствора соответствует схеме: а —► —►у'(ГЦК) —►у' —* у. Фаза у' имеет состав (CujrNij.^Sn и также упорядочена [125, 137].
В сплавах разреза C u - 9 % N i- Sn нача ло спинодального распада с образованием мо дулированной структуры охватывает составы, содержащие олова более 2 % (см. рис. 5.29, кривая 2). В сплаве с 9 %Ni и 2 % Sn модули рованная структура не образуется. В этом сплаве в процессе распада при 400 °С выделе ние частиц метастабильной у'-фазы происходит
вобъеме зерен гетерогенно, преимущественно на дислокациях и границах субзерен, без обра зования преимущественных ориентировок. Это подтверждается и характером изменения проч ности в течение старения, которая начинает монотонно увеличиваться после некоторого инкубационного периода. В сплаве, содержа щем 5 % Sn, происходит ускоренное повыше ние прочностных свойств с первых же секунд изотермической выдержки (практически без инкубационного периода), обусловленное спинодальным распадом.
Всплаве с высоким содержанием олова (9 %Ni и 5 % Sn) спинодальный распад с обра зованием дисперсных частиц, образующих модулированную структуру, наблюдается уже
втечение закалочного охлаждения, в то время
как в сплаве с низким содержанием олова (9 % Ni и 2 % Sn) в течение закалочного охла ждения признаки распада не обнаруживаются. Следовательно, повышение концентрации оло ва до 5 % в рассматриваемых сплавах приводит к снижению устойчивости переохлажденного твердого раствора: распад протекает даже при резком охлаждении (в воде).
Пластическая деформация сплавов сис темы Cu-Ni-Sn перед старением (НТМО), су щественно ускоряет процесс низкотемператур ного распада и увеличивает эффект упрочне ния. Наиболее значительно ускоряется распад под воздействием предшествующей старению деформации в сплавах с низким содержанием олова. Использование технологической схемы, включающей закалку, холодную деформацию и старение, позволяет получить у сплава, со держащего 9 % Ni и 2 % Sn, высокий уровень механических свойств.
Сильное влияние пластической деформа ции перед старением на свойства сплавов сис темы Cu-Ni-Sn связано с тем, что структурные изменения, происходящие в течение старения
5.34. Химический состав (%, остальное Си) сплавов системы Cu-Ni-Sii по стандартам ASTM (США)
Марка
С72500*
С72650
С72700
С72800
С72900
С7295
Ni
8,5... 10,5
о |
00 о |
8,5...9,5
9,5...10,5
14,5...15,5
20,0...22,0
Sn Fe
1,8...2,8 0,6
4,5...5,0 0,10
5,5...6,5 0,50
7,5... 8,5 0,50
7,5...8,5 0,50
4,5...5,7 0,6
Mn
0,2
0,1
О О сл |
© U) © |
© © сл |
© © |
0,30
0,60
Другие элементы, в пределах или не более
0,05Pb; 0,5Zn; 0,01А1
0,01РЬ; 0,lZn
0,02Pb; 0,5Zn; 0,1ONb; 0,15Mg
0,05Pb; 0,10A1; 0,001B; 0,001Bi; 0,10...0,30Nb; 0,005Mg; 0,01Ti; 0,005P; 0,025S; 0,02Sb; 0,05Si; lZn
0,02Pb; 0,50Zn; 0,10Nb; 0,15Mg
0,05Pb
* Сплав аналогичного состава CW351H (CuNi9Sn2) имеется в европейском стандарте EN.
предварительно деформированных сплавов, усложняются вследствие взаимного влияния процессов распада твердого раствора и рекри сталлизации матрицы. Причем оба эти процес са могут развиваться одновременно и последо вательно. Они могут существенно изменить кинетику старения и развитие спинодального распада. Конечный результат этого влияния зависит от химического состава сплава и ре жимов НТМО. Поэтому влияние режимов НТМО на структуру и свойства сплавов систе мы Cu-Ni-Sn должно рассматриваться отдель но для каждого сплава.
Существуют общие закономерности из менения структуры и свойств сплавов системы Cu-Ni-Sn при применении НТМО. Деформа ция, проводимая перед старением, увеличивает количество дефектов тонкой структуры (по вышает плотность дислокаций, увеличивает количество вакансий и дислоцированных ато мов, уменьшает размеры субзерен), ускоряет процесс высокотемпературного распада и спо собствует выделению более мелких частиц у-фазы, плотность распределения которых вы ше, чем в сплавах, не деформированных перед старением. Эти частицы эффективно препятст вуют протеканию рекристаллизации и способ ствуют повышению температуры ее начала. Так, например, температура начала рекристал лизации сплава 9 % Ni и 6 % Sn повышается до
500 °С, так что при низкотемпературном ста рении этого сплава распад твердого раствора осуществляется в нерекристаллизованной мат рице. Все это способствует повышению проч ностных свойств и характеристик упругости.
Благодаря сочетанию высоких механиче ских свойств и коррозионной стойкости, за рубежом применяются тройные сплавы системы Cu-Ni-Sn. В стандартах ASTM США имеется несколько сплавов этой системы (табл. 5.34). Они отличаются суммарным содержанием ни келя и олова и соотношением этих компонен тов. Наиболее широкое применение в промыш ленности США нашел сплав марки С72500 (9 %Ni и 2 % Sn). Из сплава С72500 произво дят деформированные полуфабрикаты: плиты, листы, ленты, прутки, трубы и проволоку, применяемые при изготовлении электрических
контактов, пружин, реле, сильфонов и т.д. Сплав С72500 - коррозионно-стоек и не
тускнеет в различных средах, в том числе в мор ской воде и при контакте с синтетически
материалами. Он удовлетворительно |
0 Р |
„,.ам и холодном со- |
|
тывается давлением в горячем и |
ю и |
стоянии, отличается хорошей свари ваем о^^ паяется мягкими и твердыми припоямиП04].
из сплава С72500 хорошо полир^К^ ноЛогиче- Физические, механические,^^ сплава
ские свойства и режимы о6Ра С72500 приведены в табл. 5.35.
S.35. Физические, механические, технологические свойства и режимы
обработки сплава марки С72500 (США)
Свойства или режимы обработки |
Значения |
Физические свойства |
|
Температура плавления, °С: |
|
ликвидус |
1125 |
солидус |
1075 |
у, кг/м3 |
8920 |
Ср, Дж/(кгК) |
377 |
о-10* при 20. ..300 °С, К '1 |
16,8 |
р, мкОм м |
0,138 |
0). % IACS |
12.5 |
£, ГПа |
150 |
Механические свойства |
|
ав, МПа: |
|
отожженные |
335 |
твердые |
500 |
а0<2, МПа: |
|
отожженные |
120 |
твердые |
400 |
5, %: |
|
отожженные |
35 |
твердые |
3 |
HRB: |
|
отожженные |
40 |
твердые |
70 |
Технологические свойства или |
|
режимы обработки |
|
Температура горячей обработки |
|
давлением, °С |
800...900 |
Температура отжига, °С: |
|
рекристаллизационного |
580...780 |
для снятия напряжений |
280...350 |
Максимально допустимая степень |
|
холодной деформации, % |
90 |
Обрабатываемость резанием (отно |
|
сительно латуни марки С36000), % |
20 |
Сплавы системы Cu-Ni-Mn. Особый ин терес представляют сплавы системы Cu-Ni-Mn с высоким содержанием никеля и марганца и с соотношением этих компонентов 1/1: 20 %Ni и 20 % Мп или 30 %Ni и 30 % Мп. Они удовле творительно поддаются обработке давлением в горячем и холодном состояниях, что позволяет получать детали сложной формы. Сплавы имеют повышенную жаропрочность и корро зионную стойкость.
Отличительной особенностью этих спла вов является то, что они обладают высоким эффектом дисперсионного твердения и могут упрочняться путем закалки и старения [146, 163]. Концентрационная область термически упрочняемых сплавов системы Cu-Ni-Mn близка к лучевому сечению Cu-6 (MnNi) трой ной диаграммы состояния (рис. 5.30). Проч ность и твердость сплавов вдоль этого сечения повышается с увеличением концентрации ни келя и марганца. Так, например, после закалки, холодной деформации и старения на макси мальную твердость сплавов, содержащих 20 % Ni; 20 % Мп и 30 % Ni; 30 % Мп, состав ляет соответственно 470 HV и 580 HV. После термической обработки с промежуточной де формацией между закалкой и старением (НТМО) временное сопротивление сплава с 22%Ni и 22%Мп достигает 1550 МПа, т.е. повышается до уровня сталей.
Сплавы системы Cu-Ni-Mn по жаро прочности превосходят бериллиевые бронзы.
Способность сплавов с высоким содер жанием никеля и марганца к дисперсионному твердению объясняется особенностью строе ния диаграмм состояния тройной системы Си-
Рис. 530. Изотермический разрез диаграммы состояния системы Cu-Ni-Mn при 450 °С [18]
Ni-Mn. При высоких температурах (выше 910 °С) медь, марганец и никель в соответст вии со строением диаграммы состояния двой ных систем Cu-Ni, Cu-Mn и Ni-Mn образуют непрерывный ряд твердых растворов с гране центрированной кубической решеткой почти во всем интервале концентраций трехкомпо нентных сплавов. Область твердого раствора меди, никеля и MnYс ГЦК решеткой прерыва ется лишь вблизи марганцевого угла диаграм мы состояния системы Cu-Ni-Mn и отделена от нее узкой двухфазной областью, так как другая высокотемпературная модификация марганца - Мпр имеет гранецентрированную тетрагональную решетку.
При более низких температурах (ниже 910 °С) ситуация с растворимостью никеля и марганца в меди резко меняется: эти компо ненты имеют ограниченную уменьшающуюся с температурой растворимость в меди, и твер дый раствор а с ГЦК решеткой с понижением температуры распадается с образованием фазы 0 (MnNi), представляющей собой упорядочен ный твердый раствор с гранецентрированной
тетрагональной решеткой с |
а = 0,370 нм и |
с = 0,353 нм при с/<а = 0,95 [86, |
146, 163]. При |
чем, двухфазный объем а + 0(MnNi) диаграм мы состояния системы Cu-Ni-Mn с понижени ем температуры расширяется. Именно на пере менной растворимости никеля и марганца в меди и основана возможность применения упрочняющей термической обработки к спла вам системы Cu-Ni-Mn с высоким содержани ем этих компонентов.
Следует отметить, что минимальную со вместимую растворимость в меди никель и марганец имеют в сплавах, находящихся на лучевом разрезе Cu-0(MnNi) тройной систе мы Cu-Ni-Mn, при соотношении Ni:Mn= 1:1. Согласно изотермическому разрезу диаграммы состояния, представленному на рис. 5.30, при температуре 450 °С она меньше 10 % для каж дого компонента. Поэтому сплавы с соотноше нием Ni:Mn =1:1 имеют максимальный эффект упрочнения при термической обработке, так как в сплавах, находящихся на разрезе Cu-0(MnNi) тройной системы Cu-Ni-Mn, выделяется при распаде a-твердого раствора максимальное количество фазы-упрочнителя (0-фазы).
Схема фазовых превращений, сопровож дающихся распадом твердого раствора в спла вах, содержащих 20 %Ni; 20 % Мп и 30 %Ni; 30 % Мп, примерно одинакова. При закалке
102 103 104 105 106 107
Время выдержки, с
Рис. 531. Изменение объема V,занимаемого
прерывистым распадом с образованием структуры
а+ 0 в сплаве Си20 % Ni - 20 % Мп после закалки с900°С в воду и изотермических выдержек при температурах 250; 300;
350; 400; 450 °С [163]
сплавов фиксируется неупорядоченный a-твердый раствор, имеющий ГЦК решетку, пересыщенный никелем и марганцем. Распад пересыщенного твердого раствора в сплавах системы Cu-Ni-Mn подобен распаду твердого раствора в других стареющих сплавах: в ин тервале температур старения (250..'.450 °С) из а-раствора выделяются дисперсные частицы фазы-упрочнителя, которой является 0-фаза - упорядоченный твердый раствор на основе соединения MnNi. Промежуточных метастабильных фаз при распаде твердого раствора в системе Cu-Ni-Mn не обнаружено.
В интервале температур 250...350 °С па раллельно с непрерывным распадом наблюда ется появление приграничных выделений, ко торые, разрастаясь, занимают весь объем зерен (прерывистый распад). Кинетика пригранич ных прерывистых выделений 0(Мп№)-фазы в сплаве с 20%Ni и 20%Мп представлена на рис. 5.31. Из рис. 5.31 видно, что с повышени ем температуры до 400 °С интенсивность роста прерывистых выделений резко уменьшается, и максимальный объем, занимаемый прерыви стым распадом в сплаве, не превышает 30%. С повышением температуры до 450 °С характер распада существенно изменяется: выделения по границам зерен отсутствуют и превращение развивается только в объеме зерен. При этом формируется модулированная структура, со стоящая из стержневидных частиц 0(MnNi)- фазы, которые имеют длину ~ 5нм [118, 146].
Обработка на твердый раствор (закалка) рассматриваемых сплавов не требует высокой температуры, так как с повышением температуры
Рис. 5.32. Влияние температуры нагрева под закалку и пластической деформации после закалки с 800 °С (д) и 600 °С (6) на устойчивость переохлажденного твердого раствора в сплаве
Си - 20 % Ni -20 % Мп при 550...250 °С:
1 - 3 - начало изменения аш,4 - 6 - окончание измене ния о,; 1,4- закалка с 600 °С и деформация на 90 %; 2,5- закалка с 600 °С; 3,6- закалка с 800 °С [164]
двухфазный объем a + 0(MnNi) (см. рис. 5.30) тройной системы Cu-Ni-Mn сужается и при 600 °С исчезает, т.е. достигается практически полное растворение никеля и марганца в меди. Такая низкая температура нагрева под закалку позволяет получить в сплаве 20 % Ni и 20 % Мп мелкозернистую структуру - средний диаметр зерна не превышает 15 мкм. После закалки от 800 °С диаметр зерна увеличивается до 85 мкм. Так как кинетика распада при тем пературах ниже 400 °С в основном определяет ся интенсивностью развития приграничных выделений 0-фазы, возможно замедление рас пада в сплавах, закаленных от более высоких температур.
Об этом свидетельствуют диаграммы изотермического распада твердого раствора (С-кривые) в сплаве с 20%Ni и 20%Мп, по строенные по данным изменения временного сопротивления при изотермических выдержках (рис. 5.32). Нагрев под закалку до 800 °С обес печивает высокую устойчивость а-раствора (С-кривые смещены вправо - в сторону более продолжительных выдержек), что позволяет проводить охлаждение до комнатной темпера туры с низкой скоростью. Нагрев под закалку
до 600 °С приводит к снижению устойчивости твердого раствора (С-кривые смещены влево). Однако и в этом случае интенсивность распада невысока - критическая скорость охлаждения составляет примерно 4 °С/мин. Следовательно, при проведении упрочняющей термической обработки сплавов системы Cu-Ni-Mn закалка в воду не является обязательной, достаточно охлаждения на воздухе или даже с печью.
Обработка на твердый раствор при 600 °С приводит к получению более мелкого зерна по сравнению с обработкой при 800 °С и, как следствие, к более высокому упрочнению после старения по одинаковому режиму (табл. 5.36). На рис. 5.33 представлены кинети ческие кривые старения, построенные по изме нению твердости (HV) закаленных с 650 °С полос из сплава с 20 % Ni и 20 % Мп, которые иллюстрируют возможность упрочнения этого сплава после старения по различным режимам. Видно, что сплав при температурах старения 350...450°С значительно упрочняется и твер дость его повышается с ПО... 115 HV и дости гает 460...480 HV. При 500°С упрочнения сплава не наблюдается, так как температура старения слишком высока, и распад твердого раствора завершается практически полным обратным растворением 0-фазы в а-растворе.
Для повышения прочностных свойств и характеристик упругости к сплавам системы Cu-Ni-Mn весьма эффективно применение различных режимов НТМО, которые включают использование холодной пластической дефор мации полуфабрикатов между операциями закалки и старения. Деформация закаленного сплава, содержащего 20%Ni и 20%Мп, вы зывает значительное ускорение распада твер дого раствора во время старения. Это влияние иллюстрирует смещение С-кривой начальной стадии упрочнения в сторону более коротких выдержек (рис. 5.32). Стимулирующая роль промежуточной деформации заключается в повышении плотности дислокаций, полос скольжения, т.е. проявляется в увеличении мест потенциального зарождения частиц 0-фазы. С увеличением количества дефектов тонкой структуры и повышением плотности выделе ния частиц 0-фазы связано дополнительное упрочнение сплава после НТМО.
Температура нагрева под закалку (600 или 800 °С) практически не влияет на механи ческие свойства сплава при введении промежу точной деформации.