книги из ГПНТБ / Червякова, В. В. Сложные латуни и бронзы. Свойства, строение и вопросы технологии
.pdfменьшей твердостью по сравнению со сплавом, имеющим промежуточную степень порядка.
Каков бы ни был в действительности механизм упрочне ния в а-латунях при старении, ясно одно, что он связан с развитием превращений в сплаве, с переходом неустойчивой в данных условиях структурной формы к ее равновесному состоянию. Стабилизация сплава уже сама по себе заметно меняет «уровень» свойств, однако именно в процессе пере хода возникают резкие отклонения от этих «уровней». В ча стности, сопротивление деформированию изменяется не по степенно от одной величины (свойственной неравновесному состоянию) к другой (соответствующей равновесному спла ву), а проходит через максимум. Как показали опыты, эф фект твердения наблюдается только в неравновесных спла вах. Как уже указывалось, даже обычное охлаждение а-латуней (вместе с выключенной печью) является для них
своего рода |
закалкой : |
последующее вылеживание |
при |
||
комнатной |
температуре, |
а также |
небольшой разогрев |
||
при холодной прокатке способны вызвать |
развитие |
ста |
|||
билизации со всеми вытекающими |
отсюда |
последствия |
|||
ми. Следовательно, основным условием для |
предотвраще |
ния развития старения и связанного с ним аномального по ведения материала является предварительная стабилизация латунных изделий и полуфабрикатов. Этот прием в ряде случаев уже используют в производстве, подвергая дефор мированные сплавы низкотемпературному стабилизирую щему отжигу.
Специальные латуни
Для получения латуней с особыми свойства ми в них кроме цинка вводят еще один или несколько ком понентов. При сложном легировании чаще всего использу ются алюминий, никель, кремний, олово, свинец и марга нец. Эти элементы входят в сплав в различных комбина циях между собой.
Структура образующихся композиций имеет некоторые особенности. Как правило, a-фаза на диаграмме состояния сложных латуней занимает меньшую концентрационную область по сравнению с бинарной системой.
Известно, что образование твердых растворов между металлами зависит от ряда факторов. Среди них главными являются электронная концентрация сплава, кристалличе ское строение сплавляемых металлов и соотношение разме ров их атомов. При взаимодействии меди с металлами, имеющими высокую валентность, электронная концентра
60
ция твердого раствора возрастает быстрее, чем при раство рении металлов с низкой валентностью. Это положение бе рут за основу при решении вопроса о пределах растворимо сти того или иного металла в меди. В общем случае элек тронную концентрацию твердого раствора можно рассчитать по известной формуле:
В(100-х)+бх |
’ |
|
Кэл----------1ÖÖ |
|
|
где Квл— электронная концентрация в |
твердом растворе; |
|
В — валентность металла растворителя, |
Ъ — валентность |
|
легирующего металла, х — содержание |
легирующего ме |
талла в сплаве, ат.%.
Считается, что для каждого типа кристаллической ре шетки существует предельная концентрация электронов, оп ределяющая ее устойчивость при образовании твердых ра
створов. |
Для решетки |
меди — гранецентрированного ку |
ба — максимальная элек |
||
тронная |
концентрация |
рав |
на 1,36 |
[167]. Таким |
обра |
зом, растворимость цинка в меди у сложных латуней тем меньше, чем выше валент ность других металлов, со ставляющих этот комплекс.
Н. В. Агеев [168] приводит диаграмму изменения элек тронной концентрации одно
валентного металла при раст |
|
|
|
|||||||
ворении в нем |
металлов |
с |
|
|
|
|||||
различной |
В |
валентностью |
|
|
|
|||||
(рис. 27). |
соответствии |
с |
|
|
|
|||||
этой |
диаграммой непрерыв |
|
|
|
||||||
ный ряд твердых растворов с |
|
|
|
|||||||
медью образуют лишь элемен |
|
|
|
|||||||
ты, имеющие нулевую валент |
|
|
|
|||||||
ность (переходные металлы) |
|
|
|
|||||||
или валентность, равную еди |
ЛтомныбУ,раст&орл#Щ*гос* |
|||||||||
нице. |
При |
растворении двух |
||||||||
валентного |
цинка предельная |
металла |
|
|||||||
электронная |
концентрация |
Рис. 27. Влияние электронной |
||||||||
достигается при 36 ат.%, что |
||||||||||
концентрации на образование |
||||||||||
соответствует |
практической |
твердых растворов |
[168]. |
|||||||
растворимости цинка |
в а-фа- |
четырех- и |
пятивалентных |
|||||||
зе. При растворении |
трех-, |
|
||||||||
металлов |
предел |
насыщения |
твердого |
раствора |
умень |
|||||
шается и |
составляет |
18, |
12 и 9 ат.% |
соответственно. |
61
Пользуясь этими данными, можно рассчитать, какое коли чество каждого из различных металлов заменяет 1 ат. % цинка в структурно-эквивалентном сплаве. Расчетные экви валенты, полученные на основе представлений о предельной электронной концентрации, совпадают со значениями коэф фициентов Гийе, найденными практическим путем для кремния, алюминия и никеля. Эквиваленты Гийе для дру гих металлов не сходятся с теоретическими из-за влияния на структуру при образовании сплавов кроме электронной концентрации некоторых других факторов.
Металлы, используемые для сложного легирования ла туней, имеют следующие коэффициенты Гийе: кремний — 10—12; алюминий — 4—6; олово — 2; свинец — 1; желе зо — 0,9; марганец —0,5; никель — (—1,3), которыми поль зуются для приближенного определения структуры сложных латуней по химическому составу.
Исследователи [14, 33] замечают, что при взаимодейст вии с некоторыми элементами медь легко отдает свои элек троны из заполненных оболочек, т. е. ведет себя как пере ходный металл. В этом случае она может выступать как двух-, трех- и четырехвалентный металл. Тогда закономер ности образования ее твердых растворов усложняются и в структурном состоянии сплавов обнаруживаются различ ные аномалии.
Для получения латуней специального назначения в их состав в последнее время вводят одновременно четыре, пять и более компонентов. Диаграммы состояния таких компози ций еще не изучены и о их свойствах и строении иногда су дят на основании более простых — двойных и тройных — си стем, однако такое прогнозирование структуры и свойств сплавов неточное, так как в многокомпонентных системах происходит сложное химическое взаимодействие элементов и закономерности, найденные для бинарных твердых ра створов, не оправдываются. Обычно в этих сплавах наблю даются большие отклонения в характере изменения струк туры и свойств от законов, установленных Н. С. Курнаковым [169] и Вегардом [170].
Свинцовистые латуни. Свинец вводится в цветные спла вы, чтобы улучшить их обрабатываемость резанием. Он спо собствует образованию гетерогенной структуры, в которой прослойки второй фазы имеют резко отличные свойства от матрицы. Это позволяет получать при резании мелкую сы пучую стружку. Неоднородность состава и свойств таких композиций делает их, кроме того, хорошим антифрикцион ным материалом. Присутствующий в обычных сплавах в малых количествах свинец является вредной примесью,
62
ухудшающей свойства, и его содержание ограничивается существующими стандартами [79].
К латуням в зависимости от их назначения свинец до бавляется в количестве от 0,5 до 2—3%. Из диаграммы со стояния цинк — свинец [171] следует, что последний нера створим в цинке, причем область расслоения компонентов в жидком состоянии при 418° (монотектическая температура) охватывает почти весь диапазон концентраций от 2 до 92,3% цинка. При комнатной температуре растворимость свинца в цинке не превышает 0,03%.
Принято считать, что с a-фазой в латунях, как и с ме дью и цинком, свинец не взаимодействует, а в a+ß-лату- нях он растворим до 0,1%. Фазовый состав отожженных свинцовистых латуней рекомендуется определять по изотер мическому разрезу тройной диаграммы состояния медь — цинк — свинец [102]. Из нее следует, что свинец не оказы вает заметного влияния на изменение границ фазовых пре вращений и присутствует в сплаве в виде самостоятельной фазы. В а-латунях свинец располагается по границам зерен и при высоких температурах действительно резко снижает пластичность, что видно из таблицы 2.
Таблица 2
Влияние свинца на пластичность латуни Л68 при статическом растяжении [172]
Содержа |
Предел прочности, |
Относительное суже |
||
|
кг/лглі2 |
ние, |
% |
|
ние свин |
|
|
|
|
ца в лату |
|
|
|
|
ни |
20° |
800° |
20° |
800° |
0 |
33 |
2 |
65 |
76 |
0,05 |
31 |
2 |
57 |
38 |
0,10 |
30 |
2 |
50 |
14 |
Вместе с тем заметное снижение пластичности в присут ствии свинца наблюдается и при обычных температурах, т. е. в данном случае свинец ведет себя как легирующая до бавка. При первичной кристаллизации двухфазных латуней свинец также располагается на границах кристаллов, но в процессе термической обработки, при перекристаллизации, обусловленной превращением a^a+ß, значительная часть его оказывается внутри зерен, и поэтому вредное действие его ослабляется. Именно так объясняется достаточно высо кая пластичность (т)?=0,7—0,8) свинцовистых двухфазных латуней при температурах 650—750° [173].
63
Латуни группы ЛС74-3. Особенности свойств этих сплавов связаны с принадлежностью их к группе упорядо чивающихся латуней, близких к стехиометрическому со ставу Cu3Zn. Изменение свойств свинцовистых а-латуней, как и бинарных сплавов, зависит от развития превращений типа «порядок — беспорядок» при изменении температуры и под влиянием деформации. Превращения сопровождаются фазовым наклепом и резким повышением прочностных свойств, неравномерным во времени и по объему сплава. В присутствии свинца неравновесность литой а-латуни усили вается за счет образования пересыщенного свинцом а-твер- дого раствора при закалке его из жидкого состояния [158]. Поэтому процесс стабилизации свинцовистой а-латуни про текает интенсивнее и вызывает более резкое изменение меха нических свойств в процессе деформации и отжига по срав нению с обычными а-латунями. Г. Н. Нысанбаевым [174] показано, что у сплава ЛС74-3, закаленного из жидкого со стояния, параметр кристаллической решетки и микротвер дость ниже, чем у латуни без свинца. При отпуске закален ных образцов свинцовистой латуни микротвердость увели чивается. Повышение микротвердости обнаруживается и в процессе отжига деформированных сплавов.
Применением малых добавок и низкотемпературного от жига (вблизи 250°) удается довести свойства и параметр
.кристаллической решетки a-фазы в сплаве ЛС74-3 до вели чин, близких к параметрам сплава без свинца [175]. При разработке технологии холодной прокатки латуни ЛС74-3, отливаемой в водоохлаждаемые изложницы, когда фактиче ски осуществляется закалка сплава, особенно в поверхност ных слоях слитка, эти явления следует учитывать.
Специальными исследованиями влияния свинца на строение и свойства латуней установлено, что его роль про является уже в период затвердевания слитка, особенно при неравновесной кристаллизации, практически всегда имею щей место в производстве. В этих условиях свинец ведет се бя как добавка, которая влияет на формирование микро структуры латуней, измельчая зерно литых и отожженных сплавов [174].
Введение свинца изменяет характер температурной за висимости механических свойств латуней. Аномальные эф фекты упрочнения, наблюдаемые при нагреве простых спла вов, в свинцовистых композициях выражены намного ярче [176]. Добавка нескольких десятых процента кремния или никеля устраняет влияние свинца, и показатели свойств становятся такими же, как у простых латуней. Свинец очень активно влияет и на ход процессов, протекающих при от-
64
жиге деформированных латуней, а также при отпуске за каленных сплавов, т. е. на возврат, упорядочение и рекри сталлизацию. Из работы [176] следует, что в присутствии свинца изменяются абсолютная величина микротвердости деформированных и закаленных сплавов и температурные интервалы, в которых наблюдаются аномальные эффекты при термической обработке. В результате отжига при высо ких температурах, а также после закалки с 750° в сплавах со свинцом микротвердость возрастает и становится выше, чем в простых латунях. Отпуск после закалки не приводит к снижению микротвердости, и у свинцовистых латуней она продолжает оставаться более высокой, чем в сплавах без свинца. Все эти данные указывают на то, что свинец влияет на кинетику процесса старения латуней.
Изменение электросопротивления при термической обра ботке простых и свинцовистых латуней резко различно. Под влиянием свинца меняются абсолютное значение показате лей и сам характер их зависимости от термообработки. При отпуске закаленного сплава Л75 электросопротивление сни жается до минимума около 300° вследствие развития про цесса упорядочения a-твердого раствора. В свинцовистой ла туни при таком же содержании меди минимум электросо противления при отпуске возникает при 200°. Его дальней ший ход для простых и свинцовистых латуней также разли чен [176]. Сравнение данных по изменению электросопро тивления простых и свинцовистых латуней под влиянием термической обработки свидетельствует о влиянии свинца на развитие процесса упорядочения в а-фазе.
Активная роль свинца в изменении состояния латуней выявляется и при рентгеноструктурном исследовании этих сплавов. Сильно размытые линии на рентгенограммах дефор мированного сплава Л75 остаются такими же после 30 мин отжига при 300°, отдельные пятна, свидетельствующие о развитии рекристаллизации, появляются лишь через 3 ч отжига. У свинцовистой латуни, деформированной с той же степенью наклепа (50%), как и Л75, четкие пятна на рент генограммах обнаруживаются уже в результате 30-минутно го отжига при 300°. Следовательно, скорость диффузионных процессов в латунях под влиянием свинца возрастает. Весь ма интересна роль кремния в свинцовистых латунях, вве дение которого в небольших количествах как бы нейтрали зует влияние свинца, задерживая рекристаллизацию лату ни ЛС74-3, так как рентгеновские рефлексы на рентгенограм мах сплавов остаются размытыми даже после 3-часового от жига при 400°.
Следует заметить, что свинцовистые латуни, получен-
5-192 |
65 |
ные разным способом литья, имеют, как и медь, различные технологические свойства и кинетику превращений при по следующей термообработке. Исследования показали, что латунь ЛС74-3, отлитая в медную водоохлаждаемую излож ницу, при низкотемпературном отжиге около 100° за 15 мин твердеет на 20—25 кг/мм2. У этого же сплава, отлитого в чугунную изложницу, охлаждаемую на воздухе, обнаружи вается эффект твердения лишь при часовом отжиге, а при рост твердости в этом случае составляет 19 кг¡мм2. Эти дан ные указывают на более медленную стабилизацию сплава, отливаемого по второму варианту. Различное исходное со стояние, определяемое скоростью охлаждения при кристал лизации, сказывается на технологических свойствах спла вов: при переходе от литья в чугунные изложницы к литью в медные водоохлаждаемые слитки растрескиваются при прокатке вследствие усиления развития процесса старения a-фазы в момент деформации. При более медленной кри сталлизации в чугунных изложницах неравновесность спла ва, возникающая при литье, снижается и последующее ста рение протекает более вяло. Прокатка такого сплава прохо дит раньше, чем понижается пластичность, и трещин не об разуется.
Становится очевидным, что технологические свойства свинцовистой, как и простой а-латуни, связаны с развитием превращения, а именно упорядочения твердого раствор.а. Латуни, деформированные с высокими обжатиями, пред ставляют собой разупорядоченные сплавы. При их отжиге процессы возврата и рекристаллизации совмещаются с уста новлением упорядоченного состояния, ведущего к нараста нию фазового наклепа. Режим отжига включает в себя на грев, выдержку и охлаждение. На какой-то из этих стадий возникает максимальный эффект твердения и появляется наибольшая вероятность образования трещин в металле в связи с неравномерным развитием превращений.
Этот вопрос изучался в работе [157]. В качестве экспе риментального материала была использована свинцовистая а-латунь марки ЛС74-3, для которой более ранними экспери ментами [177] было установлено сильное твердение образ цов при отжиге. Кроме того, при обработке этого сплава в производственных условиях неоднократно наблюдалось по явление трещин. Предстояло выяснить, какое влияние на изменение свойств при отжиге оказывают скорости нагрева и охлаждения, а также степень предварительной деформа ции сплава.
Латунь, содержащую 72,96% меди и 2,66% свинца, от ливали в медную водоохлаждаемую изложницу и прокаты-
66
вали вхолодную с различными обжатиями: 10, 15, 20, 24 и 28%. Образцы, вырезанные из этих заготовок, нагревали до 250° со скоростью от 0,8 до 2 градімин п затем закали вали в воде. В другом случае пробы, отожженные при 550° в течение 5,5 ч, охлаждались при температурах 250—100° со скоростью от 0,5 до 2 градімин. После этого определя лась их микротвердость.
Исследования показали, что при нагреве до 250° со ско ростью 0,8—1,7 градімин все пробы твердеют кроме сплава,
обжатого на 10% (рис. 28). Эффект твердения зависит от степени предварительной деформации и от скорости нагрева образцов при отжиге. Для каждой степени деформации су ществует определенная скорость нагрева, при которой обна руживается наибольшее повышение твердости. В интервале
степеней деформаций от 20 |
до |
25% максимальное тверде |
|||||||||
ние наблюдается при более |
N |
/60 |
|
|
~Т\Р |
|
|||||
медленном нагреве. Одна |
|
|
|
||||||||
ко с |
увеличением обжатия |
|
|
|
|
/)р |
|
||||
до 28% максимальный при |
|
|
|
|
|
||||||
рост |
микротвердости |
име |
НО |
А |
р/р |
|
|||||
ют образцы, |
нагреваемые |
|
|||||||||
быстрее. Наибольшая твер |
ç |
у/'х'Х |
|
|
|
||||||
дость |
отмечается |
в |
спла- |
|
|
|
|||||
вах, |
продеформированных |
|
|
|
|
|
|
||||
перед ОТЖИГОМ СО степенью |
|
|
|
|
|
|
|
||||
обжатия 24 и 28%. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
Латуни, прошедшие ре- |
|
so |
|
го |
зо |
|
|||||
кристаллизационный |
от |
|
Степень деформации,/0 |
||||||||
жиг |
вблизи |
550°, |
при |
|
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
|||||
охлаждении до комнатной |
Рис. 28. Развитие эффекта тверде |
||||||||||
температуры |
вновь |
испы |
ния латуни |
1 |
ЛС74-3 |
при нагреве |
|||||
до |
250°: |
— деформированные |
|||||||||
тывают превращения, вли |
сплавы ; 2, |
3, |
4 — отожженные |
со |
|||||||
яющие на конечные |
пока |
скоростью |
нагрева |
|
0,8, 1,2 |
и |
|||||
затели твердости. |
Степень |
|
1,7 град/мин соответственно. |
|
этого воздействия, очевидно, зависит от полноты протека ния превращений, которая определяется временем пребыва ния образцов в определенных температурных интервалах, иначе говоря, скоростью охлаждения.
Действительно, твердость рекристаллизованных образ цов находится в прямой зависимости от скорости охлажде ния после отжига: чем она выше, тем меньше разупрочне ние сплава, достигаемое при отжиге (рис. 29). Следователь но, свинцовистые сс-латуни твердеют не только в процессе нагрева, но и на стадиях охлаждения. При рассмотрении полученных данных (рис. 28, 29) можно заметить некоторую
67
разницу в развитии эффектов твердения при охлаждении и нагреве. Прежде всего в первом случае твердеют все об разцы, в том числе и с малой степенью деформации (10%). Кроме того, влияние степени предварительного наклепа на твердение при охлаждении в два раза меньше, чем при на греве. Таким образом, твердение при охлаждении значи тельно меньше зависит от предварительной деформации сплава, очевидно, вследствие развития рекристаллизации, выравнивающей их состояние перед стадией охлаждения.
Рассмотрение экспериментальных данных показывает, что в общем случае твердение свинцовистой а-латуни при нагреве в интервале температур 100—250° развивается не монотонно и зависит от степени предварительной деформа ции и скорости нагрева. Сложный характер изменения ми кротвердости в этом случае можно объяснить протеканием
конкурирующих процес сов: упрочнения при упо рядочении, сопровождае мом фазовым наклепом, и разупрочнения вследствие возврата и рекристаллиза ции.
Для каждой степени де формации имеется опреде ленная, «критическая» ско рость нагрева, при котофой достигается максимальное
Ряс. 29. Микротвердость латуни ЛС74-3 в зависимости от скорости охлаждения при 250—100° с разной
•степенью деформации, %: 1—10;
.2—15; 3—20; 4 — 24; 5 — 28.
твердение сплава. Это озна чает, что при скоростях на грева ниже критической фазовый наклеп, обуслов ленный развитием процес са упорядочения, превали рует над разупрочнением. Существует также опреде ленная степень деформа ции, при которой достига ется наибольший прирост микротвердости при отжи ге. В наших опытах она равна 24% (рис. 28, кри вая 2). Но в таком случае должна иметь место и не
монотонная зависимость между степенью порядка в упоря дочивающихся сплавах и степенью деформации, о чем в ка честве предположения уже упоминалось ранее [178].
68
Результаты работы [157] позволяют до некоторой сте пени оценить поведение сплава в реальных производствен ных условиях. После отжига на поверхности подката лату ни ЛС74-3 в ряде случаев появляются трещины. Сопоставле ние заводского режима прокатки и отжига с условиями эксперимента показывает следующее. Средняя скорость на грева партии слитков при отжиге на заводе колеблется в пределах 2—6 градімин. Однако с такой скоростью нагре вается поверхность подката. Внутренние слои металла, оче видно, нагреваются медленнее. Поэтому полученные дан ные о скорости нагрева сплава в заводской печи несколько завышены. Скорость нагрева 1,7 град¡мин (один из вариан тов режима отжига образцов в наших опытах) весьма близ ка к ее значению в условиях завода.
Производственные слитки имеют разную толщину, обу словленную технологией литья. В соответствии с этим они деформируются по сечению неравномерно (в пределах 10— 30%), а эффект твердения, как видно из приведенных дан ных, зависит от степени деформации. Следовательно, при термообработке в неравномерно деформированной полосе возникает неоднородно напряженное состояние. Наибольшее повышение твердости наблюдается при скорости нагрева 1,7 град¡мин. В этих условиях и возможно образование трещин. Максимальная скорость охлаждения партии слит ков в области температур 250—100° равна 2,5 град/мин. Ос новная их часть остывает со скоростью 0,8—1,0 градімин. При этих скоростях охлаждения твердость сплава заметно ниже, чем после прокатки, поэтому возникновение трещин в процессе охлаждения маловероятно.
Таким образом, растрескивание проката в процессе от жига скорее всего происходит на стадии нагрева, что необ ходимо учитывать при установлении оптимальных режимов обработки латуней.
Важные результаты получены в работе [158] при изы скании режимов стабилизирующего отжига свинцовистой латуни, предотвращающего твердение при последующей тер мообработке. Для этого определялись изменения микротвер дости и параметра кристаллической решетки сплава при отпуске в зависимости от режима предварительного отжига.
Учитывая сведения о критических температурах упоря дочения [104, 130, 133], образцы деформированного сплава ЛС74-3 отжигали по 6 ч при двух температурах — 250 и 300° — и охлаждали в выключенной печи (что соответство вало скорости охлаждения 20 град¡мин). Затем определяли их микротвердость после 15 мин отпуска при 20, 50, 100* 150 и 200° (с охлаждением на воздухе).
69