Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки

Плавка, легирование и литье Cu-Zr спла­ вов осуществляется в защитной среде или в вакууме при строгом соблюдении технологи­ ческого режима: перегрев расплавленной меди до 1170... 1200 °С, введение легирующих эле­ ментов, перемешивание расплава и не позже, чем через 5 мин, - литье при 1200... 1260 °С непрерывным способом или методом наполни­ тельного литья в изложницы.

Применение бескислородной меди в со­ четании с вакуумной плавкой при производст­ ве проводниковых сплавов системы Cu-Zr по­ зволяет усилить эффективность влияния до­ бавки циркония в количествах, более 0,15%, на свойства и прежде всего на характеристики жаропрочности. Благодаря увеличению содер­ жания циркония повышается сопротивление ползучести и предел длительной прочности. Сплав Cu-Zr, содержащий 0,25 % Zr, использу­ ется в условиях длительного нагрева до 400 °С, а при кратковременном нагреве - до 500 °С.

Сплавы системы Cu-Zr с 0,1...0,25 %Zr применяются для изготовления электродов контактной сварки, коллекторов электрических машин, прерывателей электрического тока, работающих при высокой температуре.

Для улучшения свойств циркониевые бронзы дополнительно легируют As, Hf, V, Mg и некоторыми другими элементами.

Сплавы системы Cu-Zr-As. Сплав этой системы разработан американской фирмой «Америкэн метал клаймакс инкорпорешн»

[103]. Небольшие добавки мышьяка связывают цирконий в химическое соединение AsZr и позволяют получать сплавы с более высоким содержанием циркония. Для получения этого соединения необходимо соблюдать соотноше­ ние Zr As = 2 1. Оптимальные значения ме­ ханических свойств и электропроводности получают при следующем содержании леги­ рующих элементов: 0,3...0,7 % Zr; 0,15...

0,35 % As.

Мышьяк улучшает качество слитков и обрабатываемость давлением. Плавку проводят с использованием бескислородной меди (OFHC) или меди, выплавленной в вакууме или под защитой инертного газа. Горячую дефор­ мацию слитков (прокатку, ковку, прессование) проводят в интервале температур 750...900 °С. Нагревать слитки выше 900 °С нельзя, так как вследствие оплавления эвтектики по границам зерен происходит разрушение слитков при горячей обработке давлением. Горячедеформированные заготовки обрабатывают в холодном состоянии с суммарной деформацией до 90 %.

Сплавы системы Cu-Zr-As, как и сплавы Cu-Zr, относятся к термически упрочняемым материалам. Основной упрочняющей фазой при старении является соединение AsZr. Режим темической обработки следующий: закалка с 850.. .950 °С, выдержка в течение 10. ..60 мин, охлаждение в воде; старение при 350...450 °С в течение 1...2 ч. Для повышения прочностных свойств закаленные полуфабрикаты подверга­

ются холодной деформации. При применении ТМО температуру старения выбирают ближе к нижнему температурному пределу, без приме­ нения ТМО - к верхнему.

При старении упрочнение достигается за счет выделения из а-раствора дисперсных час­ тиц фазы AsZr. Вследствие распада твердого раствора легирующие компоненты практиче­ ски полностью удаляются из него, что вызыва­ ет резкое повышение электропроводности. Об этом свидетельствует сравнение свойств спла­ вов Cu-Zr и Cu-Zr-As, приведенных в табл. 6.35. Как следует из табл. 6.35, добавка мышь­ яка (при оптимальном соотношении с цирко­ нием) приводит не только к повышению проч­ ностных свойств, но к значительному росту электропроводности.

Японская фирма «Сумитомо дэнки когэ» [103] разработала проводниковый сплав систе­ мы Cu-Zr-As с малыми добавками компонен­ тов: 0,12...0,2 % Zr и 0,04...0,1 % As. В этом

Режим обработки сплава следующий: за­ калка с 900 °С в воде, холодная деформация 90 %, старение при 400 °С в течение 1 ч.

Из сплавов системы Cu-Zr-As изготов­ ляют плиты, листы, прутки, проволоку, из ко­ торых получают детали электронных прибо­ ров, коллекторы электрических машин и дру­ гие изделия.

Сплавы системы Cu-Zr-Mg, содержа­ щие 0,01 ...0,3 % Zr и 0,01 ...0,6 % Mg (опти­ мально 0,04 %), разработаны американской фирмой «Америкен метал клаймакс» [103].

Магний в сочетании с цирконием оказы­ вает положительное действие на свойства сплава благодаря своей раскислительной спо­ собности. Как легирующий элемент он улуч­ шает усвояемость циркония в процессе плавки, улучшает литейные свойства (повышает жид-

котекучесть, снижает окисляемость расплава) и измельчает размер зерен слитка.

Если требуется получить сплав с высоки­ ми механическими свойствами и максимальной электропроводностью, то необходимо приме­ нять бескислородную медь 99,99 %, плавлен­ ную в вакууме или инертной атмосфере. Маг­ ний и цирконий улучшают растворимость друг друга в расплавленной меди при изготовлении сплавов.

Для получения сочетания высоких проч­ ностных свойств и электропроводности сплав подвергают ТМО по режиму: закалка с 950 °С в воде, холодная деформация с суммарным обжатием 90 %, старение при 450 °С.

Такая обработка позволяет получать сле­ дующий уровень свойств ленты толщиной 0,5 мм: ав=340...390 МПа; а0.,= 290...330 МПа; электропроводность 91.. .95 % от Си.

Сплав систем Cu-Zr-Nb. Сплав систем Cu-Zr-Nb, содержащий 0,1 ...0,5 % Zr; 0,01...

0,2Nb; остальное - медь, разработан фирмой «Металгезелыиафт АГ» (Германия). Основным достоинством этого сплава является высокая стойкость к окислению. Окалиностойкос^ь сплава системы Cu-Zr-Nb при 300 °С в три раза выше, чем двойного сплава Cu-0,25 % Zr. Сплав применяется в качестве материала для изготовления деталей, обладающих хорошей стойкостью против окисления, высокой элек­ тропроводностью и жаропрочностью (детали электрических машин большой мощности, проводники нагревательных приборов).

Сплавы системы Cu-Zr-V разработаны американской фирмой «Америкен метал клай­ макс». Содержание компонентов в сплаве оп­ тимального состава следующее 0,01... 0,15%Zr; 0,01...0,05V; остальное - медь. Небольшие добавки ванадия к сплавам системы Cu-Zr повышают жаропорочность без существенного снижения электропроводности.

Сплав имеет хорошие литейные свойства, хорошо деформируется в горячем и холодном состоянии. Горячая обработка давлением про­ водится при температурах 650...950 °С. Режим термической обработки следующий: закалка с 900.. .1000 °С; старение при 450.. .600 °С.

Сплав 0,12 %Zr; 0,05 % V; остальное Си после закалки с 950 °С в воде, холодной про­ катки с обжатием 90 % и старения при 550 °С

циркониевые сплавы. Он может подвергаться высокотемпературной пайке твердыми при­ поями.

Из сплава изготовляют ленты, полосы, прутки, проволоку для деталей электрических и электронных приборов, работающих при высоких температурах, ракетные сопла и дру­ гие изделия.

Отрицательные свойства сплавов, леги­ рованных тугоплавкими металлами V и Nb, связаны с трудностями введения этих металлов в расплавленную медь. В двойных системах Cu-V и Cu-Nb небольшие количества туго­ плавких металлов приводят к резкому повы­ шению температуры ликвидусач [21, 142]. Это требует при получении медно-циркониевых сплавов с указанными добавками применения тугоплавких лигатур и сильного перегрева расплава, что вызывает повышенное газонасыщение металла и окисление циркония.

Сплав системы Cu-Zr-Hf разработан фирмой «Америкен метал клаймакс» (США). Оптимальное содержание компонентов сле­ дующее: 0,25...0,15 % Zr; 0,5...0,9 % Hf; ос­ тальное медь.

Сплавы системы Cu-Zr-Hf пластичны, хорошо обрабатываются давлением в горячем и холодном состоянии. Температура горячей деформации900...980 °С.

Режим термической обработки следую­ щий: закалка с 940...980 °С в воде, старение при температуре 500...550 °С в течение 1...2 ч. Если после закалки применяется холодная пла­ стическая деформация, то температура старе­ ния снижается до 400. ..500 °С.

Сплав, содержащий 0,11 %Zr; 0,63 %Hf, после закалки и старения при 500 °С имеет:

ав = 430 МПа, 5=10% , электропроводность 86 % от электропроводности меди.

Из сплава системы Cu-Zr-Hf выпускают плоский прокат, профили, проволоку для изго­ товления коллекторов и контактных пластин электрических машин и других изделий.

6.2.4.Сплавы системы Cu-Cr - хромовые бронзы

Среди жаропрочных медных сплавов вы­ сокой электро- и теплопроводности наиболее широкое применение в промышленности на­ шли хромосодержащие сплавы - хромовые бронзы. Хромовыми бронзами называют мед­ но-хромовые или более сложные по химиче­ скому составу хромосодержащие низколегиро­ ванные медные сплавы, в которых упрочнение после закалки и старения происходит в резуль­ тате выделения из твердого раствора дисперс­ ных частиц хрома или хромосодержащих со­ единений [53].

Двойные хромовые бронзы

Многие свойства двойных хромовых бронз определяются особенностями физико­ химического взаимодействия между компонен­ тами в системе Cu-Cr. Наибольший практиче­ ский интерес имеет часть диаграммы состояния Cu-Cr, богатая медью (рис. 6.35). В этой сис­ теме в твердом состоянии существуют две фа­ зы: a-твердый раствор хрома в меди и твердый раствор на основе хрома. Однако вследствие ничтожно малой растворимости меди в хроме в твердом состоянии (она составляет при 1150 °С 0,06 % и уменьшается практически до нуля при более низких температурах [21,142]), второй твердой фазой является практически чистый хром.

Т , ° с

Рис. 6.35. Диаграмма состояния Cu-Cr [21,142)

Максимальная растворимость хрома в меди в твердом состоянии при эвтектической температуре 1076,6 °С составляет 0,73 % [142]. С понижением температуры растворимость хрома в меди резко уменьшается, и при 400 °С она становится равной 0,02% [21,142] (табл. 6.36).

Данные о растворимости свидетельству­ ют о том, что на основе системы Cu-Cr воз­ можно создание дисперсионно-твердеющих медных сплавов. Малая растворимость хрома в меди при низких температурах обеспечивает высокую электро- и теплопроводность медно­ хромистых сплавов в отожженном состоянии и после дисперсионного твердения. Все это по­ зволяет считать двойную систему Cu-Cr прак­ тически идеальной основой для разработки жаропрочных сплавов высокой электро- и теп­ лопроводности на медной основе.

Хромовые бронзы являются термически упрочняемыми сплавами и имеют оптимальное сочетание физических, механических и экс­ плуатационных свойств после закалки и старе­ ния или термомеханической обработки.

Среди легирующих элементов, которые используются при создании жаропрочных мед­ ных сплавов высокой тепло- и электропровод­ ности, хрому отводится особая роль благодаря наиболее удачному влиянию его на физические и механические свойства меди. Хром значи­ тельно упрочняет медь и повышает уровень жаропрочности. Из элементов, которые не слишком сильно снижают электро- и тепло­ проводность меди (см. рис. 1.9), только хром слабо снижает температуру солидуса (см. рис. 6.35). По влиянию на температуру рекри­ сталлизации меди хром уступает только метал­ лам IVA группы - цирконию, гафнию и титану

(см. рис. 6.1). Благодаря этому двойные медно­ хромовые сплавы в ряде случаев могут исполь­ зоваться как эталонные материалы для сравне­ ния с другими жаропрочными сплавами на основе меди.

Хромовые бронзы являются дисперсион- но-твердеющими сплавами и имеют оптималь­ ное сочетание физических, механических и эксплуатационных свойств после термической или термомеханической обработки. Термиче­ ская обработка включает закалку, фиксирую­ щую пересыщенный твердый раствор, и старе­ ние, в результате которого происходит распад с выделением дисперсных частиц фазыупрочнителя. Термомеханическая обработка (ТМО) включает холодную пластическую де­ формацию (между закалкой и старением), ко­ торая активно влияет на формирование струк­ туры при старении, изменяя кинетику распада твердого раствора. Абсолютный уровень проч­ ностных свойств у сплавов, прошедших ТМО, выше, чем у сплавов, подвергнутых старению без предварительной деформации. Однако применение ТМО к изделиям из хромовых бронз, работающих при температурах выше температуры рекристаллизации (выше 550...

660 °С), неэффективно.

Режимы закалки двойных хромовых бронз выбирают, используя диаграмму состоя­ ния Cu-Cr (см. рис. 6.35). Значительная рас­ творимость хрома в меди наблюдается лишь при температурах выше 950 °С. Поэтому для хромовых бронз, содержащих более 0,4 % Сг, температура закалки должна быть высокой - 1000±10°С [31,53,59].

Нагрев хромовых бронз до более высоких температур (до 1050 °С) проводить не рекомен­ дуется. Хотя повышение температуры закалки

приводит к увеличению концентрации хрома в твердом растворе и некоторому повышению прочностных свойств после старения, но такой нагрев вызывает сильный рост зерен a-твердого раствора из-за собирательной рек­ ристаллизации. Это может привести к нежела­ тельным последствиям при изготовлении по­ луфабрикатов и изделий.

Кроме того, высокотемпературный нагрев под закалку вызывает сильное окисление по­ луфабрикатов: слой окалины после часовой выдержки может составлять 0,4...0,5 мм. Под слоем окалины на толщину 0,3...0,4 мм форми­ руется слой внутреннего окисления из-за диф­ фузии кислорода вглубь металла и избиратель­ ного окисления хрома в твердом растворе. В этом случае практически весь хром находится в форме оксидов и участия в упрочнении при старении не принимает. Особенно опасно внутреннее окисление при закалке полуфабри­ катов тонких сечений - листов, лент, проволо­ ки. Поэтому нагрев под закалку таких полу­ фабрикатов следует проводить в печах с за­ щитной атмосферой [31, 53].

Данные табл. 6.37 показывают, что зани­ жение температуры закалки ниже оптимальной (ниже 1000 °С), нежелательно, так как приво­ дит к уменьшению концентрации хрома в твердом растворе после закалки. Хотя твер­ дость в закаленном состоянии и после дефор­ мации закаленных образцов практически не изменяется, так как она определяется не только содержанием хрома в твердом растворе, но и количеством избыточного хрома, не раство­ рившегося во время закалки, однако при зани­

жении температуры закалки твердость при старении на максимальную прочность сущест­ венно понижается.

При температурах закалки ниже 1000 °С в соответствии с диаграммой состояния Cu-Сг в структуре сплавов, содержащих более 0,4 % Сг, сохраняется избыточный хром, который рас­ пределяется на фоне a-твердого раствора в виде округлых включений размером в несколь­ ко микрометров, причем количество частиц нерастворившегося хрома увеличивается с увеличением содержания хрома в сплаве. Так, например, в сплавах, содержащих 0,3; 0,49 и 0,91 %Сг, после выдержки в течение 1,5 ч при температуре 950 °С и закалки в воде только в первом сплаве весь хром находится в твердом растворе, в двух других в структуре присутст­ вуют частицы избыточного хрома, сдержи­ вающие рост зерен а-раствора [150].

Такая же закономерность прослеживается в сплавах Си - 0,4 % Сг и Си - 0,94 % Сг после выдержки в течение 1ч при температуре 1000 °С и закалки [53]. В сплаве Си - 0,94 % Сг

измельчению зерен a-твердого раствора в зака­ ленном сплаве из-за присутствия частиц нерас­ творившегося хрома.

В закаленном состоянии хромовые брон­ зы имеют невысокую прочность и отличаются

различных полуфабрикатов из двойных хроми­ стых бронз в закаленном состоянии.

При старении закаленных с температур 980... 1020 °С хромовых бронз происходит распад пересыщенного хромом а-твердого раствора с выделением дисперсных частиц второй фазы. Сведения о кинетике распада пересыщенного твердого раствора и о природе и механизме роста частиц упрочняющей фазы необходимы для правильного выбора темпера­ турно-временных режимов старения, а также для оценки свойств изделий из хромовых бронз

впроцессе эксплуатации.

Вбольшинстве дисперсионно-твердеющих сплавов на ранних стадиях старения сначала образуется промежуточные метастабильные фазы, кристаллические решетки которых изо­ морфны матирице и когерентны с ней. При выделении таких фаз резко уменьшается энер­ гия упругих напряжений на когерентных гра­ ницах метастабильных фаз и матрицы. Затем

такие частицы переходят в стабильную моди­ фикацию со свойственной ей кристаллической решеткой. Однако в системе Cu-Сг при распа­ де твердого раствора метастабильные фазы не образуются. Уже на ранних стадиях старения, несмотря на наличие высоких упругих напря­ жений, в матрице образуются выделения хрома, со свойственной ему ОЦК решеткой [53]. Рас­ пад твердого раствора осуществляется по не­ прерывному механизму во всем объеме зерен.

При старении хромовой бронзы на началь­ ной стадии выделяются частицы хрома в форме пластин моноатомной толщины с ОЦК решет­ кой [53, 86]. По мере увеличения выдержки

пластины растут и приобретают форму стерж­ ней. Наименьшие частицы, которые удалось различить на электронно-микроскопических снимках в сплаве Си - 0,6 % Сг после старения при 450 °С в течение 30 мин, имели средний размер в направлении длинной оси стержня 5 нм [53]. С повышением температуры старе­ ния частицы хрома увеличиваются, и при 450, 600 и 750 °С их средний размер составляет 5, 15 и 30 нм соответственно [155].

В хромовых бронзах при низкотемпера­ турном старении зоны Гинье-Престона (ГП) не образуются. Об этом свидетельствует непре­ рывное уменьшение удельного электросопро­ тивления по мере увеличения продолжитель­ ности старения. Как известно, в дисперсионнотвердеющих алюминиевых сплавах и бериллиевых бронзах образование зон ГП всегда сопровождается увеличением удельного элек­ тросопротивления [86].

Данные электронномикроскопического и рентгеноструктурного анализов показывают, что выделения хромовой фазы уже на ранних стадиях старения имеют ОЦК решетку и ори­ ентированы относительно решетки матрицы таким образом, что выполняется ориентацион­

сопряжении плоскости {110} хрома с плоско­ стями {111} медного твердого раствора имеет место минимальное несоответствие между решетками двух фаз и минимальные значения энергии упругих напряжений на когерентных

границах, так как межплоскостные расстояния для этих фаз имеют близкие значения: 0,204 и 0,208 нм соответственно.

По мере повышения температуры при сильном перестаривании, несмотря на то, что частицы хрома увеличиваются в размерах, в большинстве случаев между частицами хрома и матрицей сохраняется ориентационное соот­ ношение Курдюмова-Закса [86]. Выделения частиц хрома имеют стабильную ОЦК решетку с параметром а = 0,2879 нм.

На рис. 6.36 представлены кинетические кривые старения хромовых бронз с различным содержанием хрома. Все сплавы перед старе­ нием были закалены по режиму: выдержаны в течение 1 ч при температуре 950 °С, охлажде­ ние в воде. Видно, что сплавы, содержащие 0,05 и 0,10 % Сг, практически не воспринимают упрочняющую термообработку: эффект упроч-

Рис. 6.36 Изменение твердости в процессе старения хромовых бронз при 350 (д), 400 (6), 450 (в), 500(г) и 550 (<)) °С в зависимости от содержания хрома, %:

1 - 0,05; 2 - 0,10; 3 - 0,30; 4 - 0,49; 5 - 0,91 [150]

нения при старении в диапазоне температур 400.. .500 °С у них крайне мал. Сплавы, содер­ жащие 0,30 % Сг и более, существенно упроч­ няются при старении.

Из рис. 6.36 следует, что при 350 °С спла­ вы не упрочняются после двухчасового старе­ ния: температура слишком низка для начала распада твердого раствора. Интенсивный рас­ пад пересыщенного твердого раствора с выде­ лением дисперсных частиц хрома начинается с температуры 400 °С. Об этом свидетельствует характер изменения твердости с увеличением продолжительности старения. После старения при 450 °С в течение 30 мин достигается мак­ симальное значение твердости для сплавов, содержащих 0,30; 0,49 и 0,91 % Сг. При темпе­ ратуре старения 500 °С распад твердого рас­ твора осуществляется с более высокой скоро­ стью, поэтому максимум твердости сдвигается в область меньших выдержек. Температура 550 °С слишком высока, практически сразу происходит нарушение когерентности на меж­ фазных границах выделившихся частиц хрома и матрицы и коагуляция этих частиц. Поэтому упрочнения сплавов практически не наблюда­ ется из-за перестаривания.

Близкие значения твердости после старе­ ния у сплавов, содержащих 0,3; 0,49 и 0,91 % Сг, объясняются тем, что при закалке с 950°С в

твердого раствора - отсюда и близкие значения твердости.

Максимальную прочность хромовая бронза приобретает после старения в течение 2.. .4 ч в интервале температур 450.. .500 °С. Об этом свидетельствуеют кинетические кривые старения хромовой бронзы (рис. 6.37). Из при­ веденных на рисунке данных следует, что мак­ симальных значений твердости можно достичь при разных температурах старения, изменяя время выдержки. Однако старение при темпе­ ратурах ниже 450°С требует очень больших выдержек, что экономически невыгодно, а при температурах старения 500 °С и выше макси­ мальная прочность не достигается из-за пере­ старивания (рис. 6.38).

Таким образом, оптимальным режимом старения хромовых бронз следует считать на­ грев до 450±20 °С и время выдержки при этой температуре в течение 2...4ч. Если между за­ калкой и старением применяются значитель­ ные деформации (более 30 %) полуфабрикатов,

то температуру и время старения следует сдви­ гать в сторону нижнего предела, а без дефор­ мации - к верхнему [31, 53].

Кроме упрочняющей термической обра­ ботки, к хромовым бронзам широко применя­ ют отжиг.

Цель этого вида термической обработки - повышение пластичности в процессе изготов­ ления полуфабрикатов между операциями хо­ лодной деформации (промежуточный отжиг) для снятия наклепа и обеспечения возможно­ сти дальнейшего деформирования металла [31, 58]. Отжигу подвергают также готовые полу­ фабрикаты (окончательный отжиг) перед по­ следующим изготовлением из них уже готовых изделий различными методами деформирова­ ния (штамповка, ковка, отбортовка и т.д.). Температура отжига всех марок хромовых бронз независимо от их состава выбирается выше температуры окончания рекристаллиза­ ции и находится в пределах 600...700 °С, время выдержки 1...2 ч [47, 53, 104].

При получении полуфабрикатов из двой­ ных и многокомпонентных хромовых бронз широко применяется промежуточная холодная деформация между закалкой и старением. Та­ кая обработка (ТМО) позволяет существенно повысить прочностные свойства. Об этом сви­ детельствуют сравнительные испытания двой­ ной хромовой и хромоциркониевой бронзы, состаренных при различных температурах, непосредственно после закалки и холодной деформации (рис. 6.39).

Из рисунка следует, что у бронз, дефор­ мированных после закалки, твердость значи­ тельно выше во всем температурном интервале старения, чем у бронз, состаренных непосред-

Рис. 6.38. Влияние времени старения при температурах 400 и 500 °С на механические

свойства сплава Cu-0,28%Cr, закаленного с 950 °С; цифры у кривых - температура старения [150]

ственно после закалки. Наиболее существенное влияние холодная деформация между закалкой и старением оказывает на предел текучести, который особенно чувствителен к структурно­ му состоянию твердого раствора. Он может увеличиться почти вдвое по сравнению со зна­ чениями, полученными после закалки и старе­ ния.

Такое резкое повышение прочностных свойств при использовании ТМО связано с тем,

что структурные изменения в твердом раство­ ре, вызванные пластической деформацией, накладываются на структурные изменения при старении. При холодной пластической дефор­ мации закаленного сплава формируется ячеи­ стая дислокационная структура, характери­ зующаяся наличием объемной сетки стенок, состоящих из дислокационных сплетений.

Температура старения, °С

Рис. 6.39 Влияние температуры старения в течение 2 ч на твердость сплавов Си - 0,26 % Сг (/) и Си - 0,50 % Сг - 0,54 % Zr (2) после

различных режимов обработки [53): штриховая линия - закалка + старение; сплошная линия - закалка + холодная деформация + старение

tHP ,° с

Стенки ограничивают области, в которых плотность дислокаций сравнительно невелика; размер образовавшихся ячеек составляет в среднем 3 мкм. Увеличение степени деформа­ ции приводит к повышению плотности дисло­ каций как в стенках ячеек, так и в их объеме [58].

При последующем нагреве деформиро­ ванного сплава должны проходить два конку­ рирующих процесса: распад твердого раствора, который приводит к упрочнению сплава, и рекристаллизация, вызывающая разупрочне­ ние. Для понимания природы упрочнения при ТМО необходимо знать, какой процесс в хро­ мовых бронзах начинается при более низкой температуре: дисперсионное твердение или рекристаллизация. От этого зависит суммар­ ный эффект упрочнения сплава, подвергнутого ТМО.

В настоящее время считается установ­ ленным, что при правильно выбранной темпе­ ратуре старения распад закаленного твердого раствора в хромовой бронзе начинается раньше рекисталлизации [79]. Задержка рекристалли­ зации (повышение температуры ее начала) обусловлена как частицами хрома, которые затрудняют миграцию малоугловых границ, так и растворенным хромом, который понижа­ ет скорость диффузионных процессов в меди. Особенно резко повышает температуру начала рекристаллизации хром, находящийся в твер­ дом растворе (рис. 6.40).

Приведенные ниже данные также свиде­ тельствуют о том, что уже малые количества хрома в твердом растворе резко повышают температуру рекристаллизации меди (степень деформации 40 %) [55]:

Рис. 6.40. Влияние концентрации хрома

втвердом растворе на температуру начала рекристаллизации [53|

Поэтому дислокационная структура, сформировавшаяся в процессе деформации, практически не изменяется во время старения. При этом при распаде пересыщенного раствора, наряду с гомогенным, наблюдается гетероген­ ное зарождение частиц хрома на дислокациях [79]. При увеличении степени деформации перед старением возможно изменение формы выделений частиц хрома со стержневых, ори-