книги из ГПНТБ / Червякова, В. В. Сложные латуни и бронзы. Свойства, строение и вопросы технологии
.pdfОтжиг образцов при каждой температуре в течение 1 ч позволил выявить расслоение твердого раствора лишь в сплаве с 5% серебра, однако при увеличении выдержки при 800° до 3 ч были найдены два твердых раствора и в сплаве с 4% серебра.
Рис. 99. Параметр кристаллической решетки a-твердого раствора серебра в меди : 1 — охлаж дение в выключенной печи; 2 — закалка с 425°, 3 — 575°, 4 — 700°, 5 — 800°.
Аномальный (с точки зрения диаграммы состояния) ход параметра кристаллической решетки в зависимости от со става, состояния и температуры коррелируется с изменением микротвердости образцов, прошедших ту же термообработ ку. Более того, на основании этих результатов сплавы мож но разделить, как и по изменению пластичности и прочно сти, на две группы, отличающиеся между собой различной скоростью распада твердого раствора. Наиболее интенсив ный распад, препятствующий закалке при литье, наблюда ется вблизи состава с 5% серебра, на это указывают мини мальные значения параметра и микротвердости, обнаружен ные в данной области концентраций. Все эти особенности свойств медно-серебряных сплавов (включая расслоение твердого раствора при 4—5% серебра в области высоких температур) свидетельствуют о развитии превращений, не отраженных на существующей диаграмме состояния систе мы медь — серебро.
Электросопротивление и термическое расширение медно-
210
серебряных сплавов. Данные, приводимые Н. С. Курнико вым и др. [318], показывают, что медно-серебряные сплавы при отжиге претерпевают распад, который приводит к уменьшению электросопротивления. С ростом концентрации сплавов разница между электросопротивлением литых и отожженных образцов увеличивается, следовательно, в бо лее легированных бронзах степень распада твердого раство ра возрастает.
Сравнивая результаты работ различных авторов, изучавших электросопро тивление медно-серебря ных сплавов, можно заме тить, что в ряде случаев
[319] при одних и тех же составах наблюдается за метная (до 15%) разница показателей. Эти колеба ния электрических свойств, по мнению Н. С. Курнакова
[318], |
объясняются |
«из |
|
|
менениями внутреннего со |
|
|||
стояния твердого |
раствора, |
|
||
которые |
происходят |
под |
|
|
влиянием различных видов |
|
|||
механической и |
термиче |
|
||
ской обработки», т. е. они |
|
|||
связаны с какими-то пре |
|
|||
вращениями. |
|
кон |
|
|
При исследовании |
Рис. 100. Удельное электросопро |
|||
центрационной |
зависимо |
|||
сти электросопротивления |
тивление сплавов меди с сереб |
|||
ром [320]. |
||||
медно-серебряных |
сплавов |
|
установлено [320], что при комнатной температуре для рав новесных сплавов оно изменяется по кривой с максимумом, который приходится на состав с 3% серебра, и минимумом при 4% (рис. 100). В этом проявляется неодинаковая степень распада твердого раствора при ступенчатом охлаждении об разцов разного состава. У бронз с концентрацией серебра 4—6% распад происходит полнее, чем в сплаве с 3% сере бра. Эта зависимость сохраняется до самых высоких тем ператур: сопротивление образцов растет с увеличением со держания серебра до 3%, затем уменьшается и далее изме няется по кривой с минимумом. В зависимости от темпера туры минимум несколько смещается, но всегда приходится на область 4—6% серебра.
211
Нагрев до 850° со скоростью 3 град/міьн не приводит к образованию однофазного твердого раствора, так как в этом случае электросопротивление должно было бы непрерывно увеличиваться с содержанием серебра. Более вероятно, что в области высоких температур твердый раствор богатых се ребром сплавов не является однородным, а расслаивается на два разной концентрации, как это было показано рентге ноструктурным анализом. Кроме того, результаты исследо вания концентрационной зависимости электросопротивле ния свидетельствуют, как и данные микротвердости и пара метра кристаллической решетки, о том, что скорость распа да твердого раствора в исследованных сплавах неодинакова и зависит от состава. Наибольшую интенсивность рас пада имеют композиции, содержащие 4—6% серебра
(рис. 100).
По изменению температурного коэффициента удельного электросопротивления сплавов второй группы (4 и 5% се ребра) можно судить о критических точках превращений, которые для данных бронз находятся вблизи 630 и 830° [320]. Электросопротивление сплава, относящегося к пер вой группе (1% серебра), под влиянием температуры описы вается кривой параболического типа без явно выраженных перегибов.
Сведения о развитии превращений и их температурах были получены также при дилатометрическом исследовании серебряных бронз [321]. Исходя из существующей диаграм мы состояния следовало ожидать появления на дилатограммах каждого сплава по одному эффекту — вблизи темпера туры перехода из двухфазной области в однофазную. Одна ко при нагреве образцов до 630—640° обнаруживаются два эффекта, свидетельствующие об аномальном изменении коэффициента линейного расширения. Первый, небольшой перегиб, наблюдается при 250—260° у сплавов, содержащих более 1% серебра. Второй перегиб (при 545—550°) имеется на дилатограммах сплавов всех составов и чистой меди. Превращение вблизи 550° выявлялось и по аномальному из менению механических свойств (пластичности, прочности, микротвердости).
В сплавах, содержащих 4% серебра и более, в процессе нагрева выше 630° образцы сначала расширяются, а затем сжимаются. С увеличением концентрации серебра перегибы ^становятся все более четкими. Температура, при которой выявляется последний эффект, возрастает с содержанием серебра от 690 (при 4% Ag) до 760° (при 6% Ag). Образец с 7% серебра не сжимается, как другие, а продолжает рас ширяться, особенно сильно начиная с 780°. У всех сплавов,
212
содержащих более 4% серебра, коэффициент линейного рас ширения увеличивается при 630—640°.
Таким образом, методом дилатометрических исследова ний, как и при измерении электросопротивления, показано превращение вблизи 630°. И в этом случае выделяются две группы сплавов, свойства которых выше 630—640° изменя ются по-разному.
Микроструктура серебряных бронз. Микроструктура се ребряных бронз исследована мало. О систематическом изу чении строения этих сплавов в зависимости от состава, тем пературы и состояния в литературе не имеется сведений. Даже при построении диаграммы состояния микроскопиче ский метод использован недостаточно [308, 311]. Отрывоч ные данные по этому вопросу получены при изучении ста рения [322—324]. В работе [321] исследована микрострук тура сплавов, содержащих от 1 до 7 % серебра, в различном состоянии. Микроанализ проводился с помощью оптических микроскопов при увеличении от 70 до 2000 крат. Особое внимание было уделено подбору травителя, состав его, наи более подходящий для выявления всех структурных состав ляющих сплава, приведен в таблице 10.
Таблица 10
Состав травителя для медно-серебряных сплавов
Составная часть |
Химичес |
Количество |
|
кая фор |
|||
|
мула |
|
|
Двухромовокислый калий |
К2Сг2О7 |
2 |
г |
Концентрированная серная кисло- |
H,SO4 |
8 |
мл |
та |
|||
Насыщенный раствор хлористого |
NaCl |
4 |
мл |
натрия |
|||
Дистиллированная вода |
Н2О |
До 100 мл |
Серебряные бронзы в литом состоянии неравновесны. На это указывают сильно развитая дендритная неоднородность и появление эвтектической составляющей в структуре об разцов с низким содержанием серебра. Эвтектика обнару живается даже в сплаве с 1% серебра (рис. 101) как след ствие неравновесной кристаллизации из-за вялости диффу зионных процессов в системе медь — серебро [220]. В ряде случаев при травлении хорошо выявляется внутренняя структура светлых, обогащенных серебром эвтектических выделений (рис. 101), иногда она не протравливается, не смотря на тщательные попытки ее выявить. Поэтому созда ется впечатление, что эти выделения различны по природе.
213
Деформация и отжиг приводят к значительным измене ниям строения сплавов (рис. 102): дендритная неоднород ность и включения неравновесной эвтектики исчезают. На
» о
Рис. 101. Микроструктура литых серебряных бронз: а — 1%; б—7%, серебра [321] (Х340).
рисунке 102 приведены микрофотографии сплавов, отож женных после холодной деформации со степенью наклепа 50% при 7803 в течение 72 ч, охлажденных ступенчато до
Рис. 102. Микроструктура отожженных медно-серебряных сплавов с со держанием серебра, %: а — 1; б—2,0; в — 3,0; г — 4,0; д — 5,0; е —
6,0; ж —7,0 [321] (Х340).
300° и затем в выключенной печи. В процессе охлаждения твердый раствор, образующийся при отжиге, распадается. Микроструктура образцов с 1, 2 и 3% серебра представле
214
на разной величины зернами, в которых располагаются мелкие выделения второй фазы — твердого раствора на ос нове серебра. В отдельных кристаллах сплава с 3% серебра появлялись «полосы скольжения», характерные для струк туры стареющих сплавов [325].
Рис. 103. Микроструктура сплава меди с 6% серебра: а — ступенчатое охлаждение от 750 до 600° и закалка; б — быстрое охлаждение от 750 до 550° и закалка [321] (Х120).
У образца с 4% серебра образовались участки с типично эвтектоидным строением (рис. 102). При повышении кон центрации серебра количество этих участков увеличивается. Сплав, содержащий 6% серебра, после деформации и отжи га имеет структуру чистого эвтектоида (рис. 102, е).
Микроструктура образцов, закаленных после часовой выдержки с различных температур, вплоть до 575° качест венно не меняется. При 600° в сплавах, содержащих эвтектоид, начинается процесс его растворения, приводящий к образованию гомогенного твердого раствора. Микрострукту ра образцов, закаленных с 750°, состоит из зерен твердого раствора с двойниками, характерными для медных сплавов.
Бронза с 6% серебра, имеющая типично эвтектоидную структуру, исследовалась особенно подробно. На рисунке 103 приведены микрофотографии, характеризующие строе ние этого сплава в различном состоянии. Прежде всего вид на аналогия его структуры с железоуглеродистым эвтектоидом: подобно тому как в перлите феррит является сплошной, а цементит — прерывистой фазой, так и в сплаве с 6 °/о серебра одна фаза сплошная, а другая — прерывистые выделения в виде пластинок или мелких зернышек.
215
В зависимости от условий охлаждения структура эвтектоида изменяется. После медленного ступенчатого охлажде
ния от 750 до 600° образуется более грубая |
структура |
(рис. 103, а), чем при быстром охлаждении в |
интервале |
температур 750—550° (рис. 103, б). С увеличением скорости охлаждения уменьшается и расстояние между пластинка ми в эвтектоиде. Это свидетельствует об увеличении скоро сти образования зародышей по мере повышения степени переохлаждения сплава, т. е. о большем количестве зароды шей второй фазы, образующихся за то же время при более низких температурах. В каждом зерне, подобно тому как это происходит при распаде аустенита [326], может образо ваться несколько зернистых или пластинчатых колоний, главные направления которых могут отличаться в значи тельной степени (рис. 102, д и 103). Таким образом, выделе ния при распаде пересыщенного твердого раствора в спла вах, содержащих более 3% серебра, имеют все морфологи ческие черты эвтектоида. Эти данные свидетельствуют о протекании в сплавах второй группы эвтектоидного превра щения.
Старение медно-серебряных сплавов. Особенностью спла вов системы медь — серебро является протекание распада пересыщенных твердых растворов по двухфазному меха низму. При обычном распаде процесс выделения охватыва ет весь объем пересыщенной фазы и сопровождается посте пенным уменьшением концентрации легирующего элемен та. Отличительная особенность двухфазного распада заклю чается в скачкообразном уменьшении концентрации твер дого раствора легирующим компонентом в отдельных уча стках матрицы. Число таких участков в процессе распада увеличивается, и в течение всего превращения сосуществу ют две фазы: имеющий равновесную концентрацию и пере сыщенный твердые растворы на основе одного и того же ме талла растворителя. На рентгенограммах сплавов, подвер женных двухфазному распаду, наблюдаются две системы линий от двух твердых растворов. Одна из них соответству ет исходному, пересыщенному твердому раствору, другая - равновесной обедненной фазе. Положение двух систем ли ний на рентгенограммах в процессе старения остается прежним, изменяется лишь их относительная интенсив ность. По этому механизму распадаются пересыщенные твердые растворы в системах медь — бериллий, медь — ин дий [327], медь — олово [103], медь — никель — марганец [328], медь — никель — кобальт [327, 329]. Именно такой тип распада выявляется и в серебряных бронзах.
216
При старении многих сплавов наблюдаются одновремен но оба вида распада — однофазный и двухфазный. В зави симости от состава и температуры старения двухфазный распад может начаться перед однофазным или после него. Оба вида распада характерны для сплавов медь — берил лий, медь — индий и других [319, 327]. Двухфазный про цесс выделения происходит преимущественно при низких температурах отпуска (например, ниже 325° для сплавов медь —бериллий [327]), т. е. при большей степени пересы щения твердого раствора. Непрерывному процессу выделе ния второй фазы соответствует более высокотемпературная область старения.
Еще одна особенность двухфазного распада была обна ружена В. И. Елютиной и Я. С. Уманским [319] при рентге ноструктурном исследовании старения бериллиевой брон зы — это явление перераспада. При отпуске гомогенных об разцов пересыщенного твердого раствора бериллия в меди период кристаллической решетки сначала становится рав ным величине, соответствующей почти полному выделению легирующего элемента, а затем при изотермической выдерж ке процесс идет в обратном направлении: параметр отвеча ет некоторому повышению растворимости. Такой же распад наблюдал Б. Г. Лившиц и О. Н. Альтгаузен [330] по изме нению электросопротивления в процессе старения сплавов железо — вольфрам.
По мнению Б. Г. Лившица, к перераспаду приводит «вос ходящая» диффузия по механизму С. Т. Конобеевского [331], обусловленная неоднородно напряженным состояни ем кристаллической решетки, которое возникает во время старения. В стареющих сплавах к восходящей диффузии и перераспаду приводят напряжения, возникающие в матри це при когерентном росте выделений или вследствие разно сти объемов исходной и выделяющейся фаз. Эти напряже ния снимаются путем возврата, и тем полнее, чем выше тем пература старения. Если возврат не обеспечивает снятия напряжений, возникающих при старении, они могут вы звать пластическую деформацию кристалла.
Напряжения могут быть сняты и другим путем — в ре зультате двухфазного распада, приводящего к рекристалли зации всей матричной фазы. Изучая тонкую кристалличе скую структуру сплава меди с 6,65 вес.% серебра, Е. Г. Не стеренко и К. В. Чуистов [332] заметили, что, несмотря на значительное изменение объема (1,8%) при выделении вто рой фазы в процессе старения, остаточная деформация ма трицы этого сплава невелика. Отсутствие остаточной дефор мации в этом случае объясняется тем, что искажения, по
217
являющиеся при распаде, сосредоточены вблизи выделений. Локальные напряжения, возникающие в результате раз ницы объемов исходной и выделяющейся фаз, при достиже нии величины, превосходящей предел упругости, реализу ются актами пластической деформации. При распаде медно-серебряных твердых растворов выделяется почти чистое серебро, сжимаемость которого (Ä\g=9,9• ІО-7 кг/см?) значительно больше сжимаемости матрицы (КСп =
=7,2-ІО-7 кг¡см2) [333]. Все это, по мнению авторов [332],
иявляется причиной низкого упрочнения медно-серебряных сплавов при старении. Таким образом, снимая напряжения,
возникающие в сплаве при старении, двухфазный распад препятствует достижению основной цели этого вида термо обработки. Твердость сплава меди с 5% серебра в результа те старения повышается не более чем на 10—12 кг/мм2. Эффект разупрочнения при двухфазном распаде замечен во многих случаях [334, 335].
Двухфазный распад сопровождается образованием свое образной структуры сплавов. Частицы второй фазы, выде ляющейся во время старения, протекающего по однофазно му механизму, имеют малые размеры и располагаются бо лее или менее равномерно по телу зерна. Увеличение време ни выдержки приводит к значительному укрупнению их с образованием довольно грубой структуры. Для двухфазного распада характерны выделения перлитного типа, не коагу лирующие со временем отпуска.
В медно-серебряных сплавах наблюдаются оба вида выде лений [312]. В работе [336] путем рентгеноструктурного микроскопического анализа показано, что области, в кото рых произошел распад пересыщенного твердого раствора, протравливаются сильнее тех, в которых выделение еще не наступило. В этом же исследовании было установлено, что имеющиеся уже в структуре серебряные выделения не сти мулируют дальнейшего распада. Эти данные представляют ся очень важными, так как они свидетельствуют о том, что двухфазный распад происходит не вокруг уже имеющихся зародышей, а в каких-то других областях. Формирование зародышей в любом участке решетки не во всех случаях приводит к окончательному распаду. По мнению У. Делингера [90], «существует какой-то фактор, который сводит на нет роль зародышей в процессе выделения, привлекая к себе атомы серебра сильнее, чем это могут делать заро дыши ».
При анализе микроструктур сплавов, в которых протека ет однофазный и двухфазный распад [90, 337], создается впечатление, что это явление обусловлено существованием
218
в исходном сплаве двух фаз, двух пересыщенных растворов, которые распадаются по разному механизму.
В настоящее время еще не ясны причины двухфазного распада, хотя имеется несколько гипотез, которые содержат попытку объяснить это явление [338—342]. Отличительной особенностью двухфазного распада является его быстрота и скачкообразность. В работе [341] обнаружено, что процесс выделения в этом случае идет в 108 раз быстрее, чем сле довало ожидать, исходя из диффузии отдельных элементов. Авторы предположили, что обычный путь диффундирую щих атомов растворенного элемента сокращается при пере мещении их через некогерентную поверхность раздела меж ду матрицей и ячейкой выделения.
Как считает Конобеевский [331], ускорению диффузии при старении способствуют напряжения, образующиеся в процессе распада. Он установил, что диффузионные токи, вызванные неоднородно напряженным состоянием, в пятьдесять раз интенсивнее токов, обусловленных градиентом концентрации. Они направлены к растущей частице, спо собствуя ее росту. Кроме того, у плоскостей сдвига, возни кающих при двухфазном распаде, появляются новые центры выделяющейся фазы, что также ускоряет распад.
Увеличение скорости распада может происходить благо даря присутствию в сплаве вакансий и дислокаций. Однако, по мнению Гинье [327], дислокационный механизм ускоре ния диффузии, развиваемый Тейболом [341], действует лишь в том случае, когда наблюдаются большие искажения кристаллической решетки твердого раствора. Но тогда неяс ной остается высокая скорость распада в сплавах, где эти искажения небольшие, например в системе алюминий — се ребро [342].
Таким образом, существующие гипотезы пока не в со стоянии объяснить явление двухфазного распада. Между тем известны [343, 344] экспериментальные факты, соглас ую которым двухфазный распад связан с диаграммой со стояния и отражает протекание превращений, задержанных закалкой. Эти данные заслуживают серьезного внимания, так как заставляют совсем по-новому взглянуть на природу двухфазного распада.
При изотермическом старении некоторых твердых раст воров развиваются те же превращения, что и при медлен ном охлаждении. Так протекает распад в сплавах свинец — олово [344], железо — хром [345], сложном кобальтовом сплаве, содержащем хром, углерод, вольфрам и никель [346]. Аномальные структуры, типичные для двухфазного распада, образуются в ряде сплавов на основе магния [347].
219