Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки

Электропроводность многофазного сплава аддетивно складывается из проводимо­ стей отдельных фаз, если эти фазы не являются самостоятельными центрами рассеяния элек­ тронных волн. Большое влияние оказывает такая дисперсность фаз, при которой размеры кристаллитов одной из фаз соизмеримы с дли­ ной пробега электронных волн, и тогда проис­ ходит дополнительное рассеяние электронов на этих фазах (включениях). Максимальный эф­ фект рассеяния, а следовательно, и максималь­ ное повышение электросопротивления соот­ ветствует размерам частиц порядка 1 нм [38]. В микролегированных медных сплавах вкла­ дом второй фазы в электросопротивление можно пренебречь, если частицы этой фазы имеют размеры, несоизмеримые с длиной сво­ бодного пробега электронов. Кроме того, при микролегировании концентрация добавок на­ столько мала, что они находятся в твердом растворе, и вторые фазы не образуются.

Для определения допустимых концен­ траций добавок при микролегировании можно пользоваться также графическими концентра­ ционными зависимостями удельного электро­ сопротивления сплавов меди (р) при 20 °С (см. рис. 1.11).

жить характеристикой материала. При степени деформации свыше 70 % и времени отжига 1...2 ч температура начала рекристаллизации практически не зависит от этих двух факторов, и ее принято называть температурным порогом рекристаллизации в отличие от любых других,

С повышением чистоты металла темпера­ турный порог рекристаллизации снижается, и для электротехнических марок меди в зависи­ мости от чистоты он изменяется от 180 до 230 °С.

Поскольку температура начала рекри­ сталлизации является показателем способности металла или сплава противостоять тепловым воздействиям, необходимо рассмотреть влия­ ние примесей и малых концентраций леги­ рующих элементов на эту температуру. Счита­ ется, что в интервале малых концентраций добавки почти всегда повышают температуру начала рекристаллизации, причем с увеличени­ ем их концентрации температура начала рек­ ристаллизации возрастает с затуханием.

Однако для микролегированных'медных сплавов это утверждение требует уточнения. Зависимость температуры начала рекристалли­ зации от состава в двойных системах немоно­

на температуру рекристаллизации меди

Наряду с электропроводностью важной характеристикой, определяющий работоспо­ собность микролегированных медных сплавов в изделиях или приборах, является температура

начала рекристаллизации ( ) . В отличие от

температуры фазового равновесия она не явля­ ется физической константой металла. Темпера­ тура начала рекристаллизации зависит не толь­ ко от химического состава и наличия примесей, но и от продолжительности отжига, степени деформации, исходной структуры и ряда дру­ гих факторов [58, 12].

С увеличением степени деформации и продолжительности отжига температура

снижается вначале резко, а затем все менее штенсивно, асимптотически приближаясь к определенному пороговому значению. Мини­ мальная температура начала рекристаллизации металла или сплава, соответствующая большим деформациям (более 60...70 %) и времени от­ жига 1...2 ч, в определенной мере может слу­

42]. Причем наиболее значительное влияние на эту характеристику меди оказывают добавки в количестве тысячных и сотых долей процента. Дальнейшее увеличение их концентрации к заметному росту температуры начала рекри­ сталлизации не приводит (см. рис. 6.1).

Такая закономерность изменения /р от

состава связана с тем, что атомы добавки упру­ го притягиваются к дислокациям, образуя ат­ мосферы Коттрелла. Эти примесные атмосфе­ ры мешают перераспределению дислокаций, необходимому для формирования центров рек­ ристаллизации. Примеси тормозят не только зарождение, но и рост центров рекристаллиза­ ции, так как притягиваются к границе зароды­ ша. Блокировка примесными атомами дисло­ кации приводит к резкому повышению темпе­ ратуры начала рекристаллизации. С увеличе­ нием концентрации чужеродных атомов участ­ ки вблизи дислокаций насыщаются ими, по­ этому возрастание температуры начала рекри­ сталлизации идет с затуханием [12].

Во всех моделях, описывающих упругие искажения вокруг примесных атомов в решет­

ке растворителя, считают, что энергия притя­ жения примесного атома к краевой дислокации пропорциональна фактору размерного несоот­

ветствия ( е ' )

где гпр и г0 - соответственно атомные (по

Гольдшмидту) или эффективные атомные ра­ диусы примеси и растворителя.

Поэтому температура начала рекристаллизции растет тем сильнее, чем больше фактор размерного несоответствия атомов металларастворителя и добавки. При анализе влияния микролегирования на температуру начала рек­ ристаллизации металлов важна равновесная растворимость [12, 58]: чем она меньше, тем сильнее выражена преимущественная раство­ римость добавки в дефектных местах решетки и тем в большей степени повышается темпера­ тура начала рекристаллизации. Этот фактор особенно сильно выражен при наличии боль­ шой разности радиусов атомов металла-раство­ рителя и добавки.

Однако во многих двойных системах на основе меди монотонный рост температуры начала рекристаллизации в зависимости от состава в области малых концентраций леги­ рующих элементов нарушается. Это системы Cu-Zr, Cu-Sn, Cu-Mg (рис. 6.2), Cu-Be, Cu-Ti [12] (рис. 6.3) и Cu-P3M (La, Sm, Се) (табл. 6.2). Причем в ряде систем росту температуры начала рекристаллизации предшествует ее

снижение, и минимум значений /£ соответст­

вует очень малым концентрациям легирующих элементов (0,005...0,05 % (ат.)). В этом случае

tр оказывается даже ниже, чем у чистой неле­

гированной меди. В других системах

шествует некоторый рост температуры начала рекристаллизации.

Эти закономерности изменения темпера­ туры начала рекристаллизации от состава в двойных системах на основе меди имеют не только теоретический интерес, но и важны в практическом плане, так как экстремальные

значения функций /р=У(Спр) находятся в об­

ласти составов микролегированных медных сплавов, а рассмотренные элементы наиболее часто используются при разработке таких сплавов.

t;:c

0,02 0,04 0,06 0,08 0,1

______________Sn, % (ат.)____________________

Рис. 6.2. Зависимость температуры начала рекристаллизации в сплавах систем Cu-Sn, Cu-Mg и Cu-Zr [41]:

1- после деформации на 20 %;

2 - после деформации на 70 %

С ° с

Рис. 6.3. Зависимость температуры начала рекристаллизации в сплавах системы Cu-Ti [12]: 1- после деформации на 20 %;

2 - после деформации на 70 %

Существуют различные объяснения этого явления. Считают, когда малая добавка пони­ жает температуру начала рекристаллизации, это может быть результатом загрязнения ис­ ходного материала примесями, сильно повы-

тающими /р , а добавляемый элемент связы­ вает эти примеси в соединения и выводит их из твердого раствора. Понижение /р растворите­

ля связывают с рафинирующим эффектом при микролегировании [12, 58]. Это подтверждает­

ся обязательным ростом fp (вслед за ее сни­ жением) с увеличением концентрации добавки.

Автор работы [12] считает, что снижение /р

меди, легированной химически активными элементами ША подгруппы (La, Sm, Се), тра­ диционно используемыми в металлургии меди как модификаторы, обусловлено уменьшением концентрации примесных атомов серы в твер­ дом растворе. Однако это не объясняет подоб­ ных явлений при использовании очень чистых от примесей марок меди.

больших концентрациях добавок связывают с влиянием легирующего элемента на структуру деформированного сплава. Медь имеет энер­ гию дефекта упаковки уау = 70 мДж/м2 [58]. Если добавка уменьшает энергию дефекта упа­ ковки твердого раствора, то дислокации сильно расщеплены, поперечное скольжение их за­ труднено и при пластической деформации об­ разуются участки с большим избытком дисло­ каций одного знака. В таком твердом растворе температура начала рекристаллизации должна быть ниже, чем в меди, где энергия дефектов упаковки выше [12].

В табл. 6.2 приведены значения прироста

температуры начала рекристаллизации (А /р )

меди наиболее чистых марок, определенного по изменению механических свойств и мето­ дом рентгеноструктурного анализа [41]. Кон­ центрация добавки 0,05 % (ат.) была выбрана, поскольку она в большинстве случаев соответ­ ствует завершению стадии резкого роста тем­ пературы начала рекристаллизации. Из табли­ цы1следует, что наибольшие значения прирос­ та температуры начала рекристаллизации меди обеспечивают переходные металлы IVA груп­ пы (Zr, Hf, Ti). Существенное повышение тем­ пературы начала рекристаллизации меди вы­ зывают также малые добавки Sc, Mg, Sn, In и некоторых других элементов. Наименьшее

изменение tjf вызывают элементы VIIIA груп­

пы - железо кобальт, никель. По-видимому, это связано с влиянием размерного фактора (е'): атомные радиусы этих элементов близки к атомному радиусу меди.

1Поскольку металлурги при производстве спла­ вов используют массовые доли, а не атомные про­ центы, содержание компонентов приведено в % по массе и в атомных %.

6.1.4. Микролегированные сплавы на основе системы Cu-Zr

Как показали представленные в преды­ дущих разделах закономерности влияния ма­ лых добавок на физические и механические свойства меди, из всех легирующих элементов, используемых при промышленном производ­ стве сплавов, наибольший прирост свойств обеспечивает цирконий. По влиянию на темпе­ ратуру начала рекристаллизации меди и ее удельное электросопротивление с ним сопос­ тавим только дорогой и дефицитный гафний (см. рис. 6.1, табл. 6.1 и 6.2). Это дает основа­ ние считать цирконий наиболее перспектив­ ным элементом для создания микролегированных проводниковых сплавов на основе меди.

Однако специфика микролегированных медных сплавов заключается в том, что при выборе легирующих элементов, даже весьма перспективных, нельзя ориентироваться на одну номинальную концентрацию (см. табл. 6.2). Поскольку весь диапазон концентраций микролегированных сплавов находится в об­ ласти неустойчивого роста температуры начала рекристаллизации меди (см. рис. 6.2), необхо­ димо оценить влияние легирующих элементов на эту характеристику и на склонность меди к разупрочнению при нагреве во всем диапазоне концентраций от тысячных долей процента до сотых.

На рис. 6.4 представлены кривые, харак­ теризующие влияние малых добавок циркония на процесс разупрочнения меди при отжиге. В качестве показателя механических свойств

Температура отжига, °С

Рис. 6.4. Влияние температуры отжига на предел текучести меди и сплавов систем

Cu-Zr и Cu-Zr-Mg [41,42]

выбран предел текучести (ст0,2), который, как известно, является наиболее чувствительной характеристикой к структурному состоянию твердого раствора [12]. Из рисунка следует, что цирконий может не только резко повысить температуру разупрочнения меди, но и при определенных условиях (малые степени пред­ варительной деформации, концентрации менее 0,01 %) снизить ее. При концентрации 0,005 % Zr (ат.) температура разупрочнения сплава становится даже ниже, чем у нелегированной меди. Эти данные находятся в хорошем соот­ ветствии с влиянием микродобавок циркония на температуру начала рекристаллизации меди (см. рис. 6.2).

Этот эффект не может быть связан с ра­ финирующим действием, так как он проявляет­ ся только при относительно малых степенях предварительной деформации (10...20 %), а остаточное электросопротивление монотонно увеличивается с повышением концентрации циркония в сплаве. По-видимому, снижение температуры начала рекристаллизации меди и связанное с ней разупрочнение при отжиге вызвано взаимодействием малых добавок цир­ кония с элементами тонкой структуры меди, в частности, с дефектами упаковки. Если добавка уменьшает энергию дефектов упаковки меди, то дислокации сильно расщеплены, поперечное скольжение их затруднено, что неизбежно при­ водит к понижению температуры начала рек­ ристаллизации по сравнению с нелегированной медью [12, 58].

При более высоких концентрациях цир­ кония температура начала рекристаллизации меди резко возрастает (см. рис. 6.2) и увеличи­ вается связанная с ней температура разупроч­ нения при отжиге (сплав Си - 0,02 % (ат.) Zr) (см. рис. 6.4).

Помимо высокой температуры рекри­ сталлизации, цирконий обеспечивает значи­ тельное повышение сопротивления ползучести при повышенных температурах, что важно при длительной эксплуатации проводников в усло­ виях нагрева. В отличие от прироста темпера­ туры начала рекристаллизации сопротивление ползучести возрастает с увеличением концен­ трации циркония вплоть до нескольких деся­ тых процента.

Цирконий способен сильно измельчить зеренную структуру меди и предотвратить чрезмерный рост зерна. При повышении тем­ пературы от 20 до 900 °С средний размер зерна в меди марки МО увеличивается от 40...50 до

200...500 мкм, в сплаве Си - 0,06 %Zr размер зерна изменяется от 8... 10 до 60...80 мкм. Это крайне важно, так как в международных стан­ дартах, ГОСТах и ТУ на полуфабрикаты и го­ товую продукцию из меди часто устанавлива­ ется предельный размер зерна [41].

Важное преимущество циркония как ле­ гирующей добавки состоит в подавлении им провала пластичности меди, который проявля­ ется в интервале температур 250...550 °С. Если в меди марки Ml относительное сужение при 300 °С составляет 10 %, то в сплаве с 0,01 % Zr оно увеличивается до 70...80% [41]. При этом характер разрушения образцов изменяется с хрупкого (у меди) на вязкий.

Существенным недостатком двойных медноциркониевых сплавов при микролегиро­ вании является нестабильность механических свойств при содержании циркония на нижнем пределе (см. рис. 6.4), а также сильная окисляемость его при плавке. Хотя цирконий удов­ летворительно растворяется в жидкой меди, его угар в меди марки МО даже при плавке в вакууме может быть значительным, что делает дозирование циркония в микролегиррванных двойных сплавах проблематичным. Опреде­ ленные трудности существуют при отливке слитков и горячей прокатке. Все это делает двойные микролегированные сплавы системы Cu-Zr нетехнологичными в металлургическом производстве.

Избежать отмеченных трудностей удает­ ся путем дополнительного легирования спла­ вов системы Cu-Zr третьими элементами в количестве сотых долей процента. Совокуп­ ность изложенных выше данных позволяет считать, что наиболее перспективными эле­ ментами для создания микролегированных проводниковых сплавов на основе системы Cu-Zr является магний, олово, цинк и некото­ рые другие металлы.

В России на основе системы Cu-Zr разра­ ботан микролегированный сплав БрМгЦр, со­ став которого и область применения приведе­ ны в табл. 6.3.

Микролегированный сплав БрМгЦр от­ носится к системе Cu-Zr-Mg. Он разработан на основе теоретических предпосылок и экспери­ ментальных данных, представленных в табл. 6.1, 6.2 и на рис. 6.2, 6.4. Из рис. 6.4 следует, что добавление к сплаву Си - 0,005 % (ат.) Zr одной сотой процента магния приводит к су­ щественному повышению температуры разу­ прочнения при отжиге сплава, еще более высо-

Полуфабрикаты и области применения

Проволока прямоугольного сече­ ния для обмоток мощных транс­ форматоров, тонкая проволока для монтажных проводов, дета­ лей интегральных схем.

Содержание магния, %

Рис. 6.5. Линии равных температур начала рекристаллизации в сплавах системы Cu-Zr-Mg [431

кую температуру разупрочнения имеет сплав Си - 0,02 % (ат.) Zr - 0,06 % (ат.) Mg.

На рис. 6.5 показано совместное влияние циркония и магния на температуру начала рек­ ристаллизации микролегированных сплавов системы Cu-Zr-Mg [42]. Несмотря на то, что цирконий сильнее влияет на прирост темпера­ туры рекристаллизации меди, чем магний, оба эти элемента усиливают действие друг друга как антирекристаллизаторов. Особенно важно, что магний не только повышает температуру начала рекристаллизации при незначительном снижении электропроводности, но и оказывает раскисляющее действие при плавке, снижая угар циркония, что делает возможным исполь­ зование менее чистых марок меди при плавке

сплава БрМгЦр.

Сплав БрМгЦр имеет высокую электро­ проводность (более 95 % от электропроводно­ сти меди) и обладает способностью длительное время противостоять механических нагрузкам при повышенных температурах. В табл. 6.4 приведены результаты сравнительных испыта­ ний сплава БрМгЦр с серебряной бронзой БрСр0,1. Сплав БрМгЦр превосходит серебря­

ную бронзу как по механическим свойствам при нормальной температуре, так и при испы­ таниях на жаропрочность: предельное напря­ жение логарифмической ползучести у микролегированного сплава существенно выше, чем у бронзы БрСр0,1. При температуре отжига 350 °С в течение 100 ч сплав БрМгЦр разупрочняется (Аоод) всего на 40 МПа, в то время как медь полностью разупрочняется (Да0)2 = 150 МПа) уже при 250 °С. Сплав БрМгЦр выпускается серийно.

Из сплава БрМгЦр изготовляют проволо­ ку прямоугольного сечения, которая использу­ ется в качестве обмотки мощных трансформа­ торов с рабочей температурой 130...200°С, а при пиковых нагрузках до 300 °С. Сплав БрМгЦр также используется при производстве теплостойких, миниатюрных монтажных про­ водов для авиационной и космической техни­ ки. Положительные результаты показали испы­ тания его в качестве выводных рамок инте­ гральных схем в электронике.

Компания «Американ металл Каймаке» (США) разработала микролегированный сплав Cu-Zr-Mg, близкий по составу к сплаву БрМгЦр, а также сплав системы Cu-Zr-Cr-Mg [102]. Добавка магния к сплавам системы Cu-Zr и Cu-Cr-Zr уменьшает потери циркония при плавке.

При введении магния достигается:

-улучшение «усвояемости» циркония расплавом благодаря раскисляющему дейст­ вию магния и способности образовывать со­ вместно с цирконием твердый раствор в меди;

-повышение прочностных характеристик без изменения электропроводности;

-замедление роста зерен при нагреве. Содержание магния в сплаве должно

быть строго регламентировано: при его коли­ честве более 0,06 % понижается пластичность, а при содержании менее 0,01 % не достигается положительный эффект.

Для получения высоких механических свойств и электропроводности применяют раз­ личные режимы термомеханической обработ­ ки, которые включают закалку, холодную пла­ стическую деформацию и старение. Поскольку сплавы имеют небольшое количество циркония и хрома, закалку проводят с температур 600...

700 °С с охлаждением в воде. Старение осуще­ ствляют при температурах 325...475 °С для сплава Cu-Zr-Mg и 475...550 °С - для сплава Cu-Cr-Zr-Mg.

Сплавы выдерживают суммарную холод­ ную деформацию до 90 %. Однако для сохра­ нения высокого уровня жаропрочности реко­ мендуется суммарная деформация между за­ калкой и старением не более 75 %.

Свойства микролегированных сплавов систем Cu-Zr-Mg и Cu-Cr-Zr-Mg приведены в табл. 6.5. Из таблицы следует, что закалка с 650 °С в воде обеспечивает пересыщение твер­ дого раствора цирконием, так как последую­ щее старение приводит к значительному по­ вышению электропроводности. Температур­

ный режим старения выбирается для получе­ ния заданного уровня электропроводности.

Для получения сплавов высокого качест­ ва применяют бескислородную медь, получен­ ную в вакууме или инертной среде. При леги­ ровании расплавленной меди компоненты вво­ дят в определенной последовательности. Сна­ чала при температуре 1250 °С вводят магний, затем цирконий и хром. При введении магния после циркония не только увеличиваются без­ возвратные потери циркония, но и ухудшается свойства сплавов (табл. 6.6). После легирова­ ния расплав выдерживают при температуре 1250 °С в течение 5 мин, а затем разливают в изложницы.

Сплав, близкого к БрМгЦр состава (0,002...0,05 % Zr; 0,002...0,05 % Mg; 0,001...

0,06 % Те), применяется в Японии (фирма «Мицибиси киндзоку») как заменитель медно­ серебряного сплава для электроники и элек­

трических контактов. Он имеет /р= 450...

500 °С и электропроводность 97 % от электро­ проводности меди [41].

Режим обработки

Закалка с 650 °С в воду + холодная деформа­ ция 90 % (режим I)

Режим I + старение при 350 °С в течение 2 ч

Режим I + старение при 400 °С в течение 2 ч

Режим I + старение при 450 °С в течение 2 ч

Добавка олова повышает технологич­ ность микролегированных сплавов системы Cu-Zr, так как она эффективна против угара циркония при плавке. Учитывая, что олово в количестве 0,007 % повышает температуру разупрочнения микролегированного сплава системы Cu-Zr (рис. 6.6), следует считать этот элемент полезной добавкой. Сплав системы Cu-Zr-Sn (0,001 % Zr; 0,01...0,2 % Sn) приме­ няется в Японии (фирма «Онахана сэйрен») для проводов интегральных схем. Он имеет элек­ тропроводность, равную 90% от электропро­

водности меди; /р - 400 °С; Дов в зависимости

бронзы. Среди низколегированных жаропроч­ ных медных сплавов они являются одними из

° 0.2'

Т ем пература отж ига, °С

Рис. 6.6. Влияние температуры отжига на предел текучести меди и сплавов систем Cu-Zr, Cu-Sn и Cu-Zr-Sn [41,42)

лучших [47, 53]. Это термически упрочняемые сплавы. Однако микролегирование сплавов системы Cu-Zr хромом оказалось неэффектив­ ным по следующим причинам:

-из-за малой объемной доли выделений второй фазы в этих сплавах эффект упрочнения при ТМО и прирост температуры начала рек­ ристаллизации невелик;

-хром склонен к сильной ликвации и окислению в меди и это делает микролегированные сплавы системы Cu-Zr-Cr нетехноло­ гичными в металлургическом производстве;

-находясь в твердом растворе, он сильно снижает электропроводность меди. Об этом свидетельствуют данные табл. 6.5. При введе­ нии в тройной сплав Cu-Zr-Cr 0,005 % Сг электропроводность его снижается на 6...8 %.

6.2.НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ БРОНЗЫ ВЫСОКОЙ ЭЛЕКТРО-

ИТЕПЛОПРОВОДНОСТИ

6.2.1. Общая характеристика сплавов

Низколегированные бронзы высокой электро- и теплопроводности - это наиболее важная группа проводниковых сплавов на ос­ нове меди. Эти сплавы обладают сочетанием таких свойств (электропроводность, высокая прочность и жаропрочность), которые не могут быть получены в материалах на другой метал­ лической основе [49].

Суммарное содержание легирующих эле­ ментов в сплавах такого типа находится в пре­ делах от 0,1 до 3...5 % [52, 53]. Выделяя низ­ колегированные сплавы в отдельную группу» исходят из того, что важнейшие свойства этих материалов: высокая электро- и теплопровод­ ность, более высокая прочность и твердость по

сравнению с медью, высокий уровень жаро­ прочности, - определяется не только суммар­ ным содержанием легирующих элементов в сплаве, но и в значительной степени зависят от физико-химического взаимодействия между ними, а также от структурного состояния мате­ риала.

Исходя из этого принципа, низколегиро­ ванными называют медные сплавы с электро­ проводностью не ниже 20 МСм/м при 20 °С, что соответствует удельному электросопротив­ лению 0,05 мкОм м и удельной теплопровод­ ности 145 Вт/(м-К) [53]. Такое соотношение между электропроводностью и удельной теп­ лопроводностью связано с тем, что в низколе­ гированных медных сплавах с достаточно большой точностью выполняется соотношение Видемана-Франса, которое устанавливает ана­ литическую зависимость между электро- и теплопроводностью металлических материалов

где L0 - число Лоренса.

Число Лоренса практически не зависит от состава рассматриваемых сплавов, температу­ ры испытания и состояния и равно 2,45-КГ8 Вт-Ом/(°С)2 [53]. Поэтому, зная элек­ тропроводность сплава, расчетным путем с достаточной для практики точностью можно

145 Вт/(м К) медные сплавы уже нельзя назы­ вать материалами с высокой электро- и тепло­ проводностью.

Естественно, что в низколегированном проводниковом сплаве при таком уровне элек­ тро- и теплопроводности при сохранении на достаточно высоком уровне всех положитель­ ных свойств меди как конструкционного мате­ риала (высокая технологическая пластичность, коррозионная стойкость и т.д.) должны быть существенно увеличены температура ее разу­ прочнения и сопротивление пластической де­ формации при длительном или кратковремен­ ном воздействии высоких температур [47, 52, 53].

Области применения низколегированных медных сплавов очень разнообразны. Благода­ ря высокой электропроводности они широко используются в электротехнике. Из них изго­ товляют электроды сварочных машин, кон­ тактные провода для электрофицированного транспорта, коллекторные шины и полосы для

электромашин и другие изделия высокой элек­ тропроводности. Высокая теплопроводность этих сплавов обусловила их применение в раз­ личного рода теплообменниках, конструкциях печей для дуговой плавки тугоплавких метал­ лов. Из них делают водоохлаждаемые поддо­ ны, кристаллизаторы, которые обеспечивают интенсивный отвод тепла от расплавленного металла.

Основной недостаток меди как конструк­ ционного материала - это ее сравнительно низкие прочностные свойства. Холодной де­ формацией (прокатка, волочение) можно удво­ ить прочностные свойства меди (рис. 6.7). Электропроводность при этом уменьшается незначительно. Однако наклеп от пластической деформации можно использовать только в ус­ ловиях работы при невысоких температурах: медь быстро разупрочняется при нагреве выше 150... 200 °С вследствие рекристаллизации (рис. 6.8). Температура начала рекристаллиза-

Рнс. 6.7. Зависимость механических свойств меди марки Ml от степени холодной деформации [52]

Рис. 6.8. Зависимость механических свойств меди, холоднодеформнрованной на 40 %,

от температуры отжига в течение 1 часа (52)

ции меди зависит от чистоты по примесям и исходной степени деформации и находится в пределах 100...250 °С.

Для создания сплавов высокой электро­ проводности медь необходимо легировать лишь элементами, упрочняющими ее без суще­ ственного снижения электропроводности. Дан­ ные рис. 1.11 показывают, что в наименьшей степени снижают электропроводность меди серебро и кадмий. Именно эти элементы ис­ пользовали при создании проводниковых бронз БрСр0,1 и БрКд1 с твердорастворным упроч­ нением. Они прочнее меди и обладают самой высокой электропроводностью среди провод­ никовых низколегированных медных сплавов. Низколегированные медные сплавы с твердо­ растворным упрочнением по своей природе близки к микролегированным проводниковым медным сплавам. Их объединяет то, что един­ ственным способом упрочнения этих двух групп сплавов является холодная пластическая деформация.

Однако эти сплавы имеют и существен­ ные различия, которые определяют разные принципы их легирования. Низколегированные сплавы с твердорастворным упрочнением на­ ходятся в области составов (более 0,1 %), где функциональная зависимость температуры начала рекристаллизации от концентрации компонентов заканчивает рост (см. рис. 6.1). В этом случае температуру начала рекристалли­ зации многокомпонентного сплава обычно определяет элемент, наиболее сильно повы­ шающий ее при индивидуальном действии в двойном сплаве, например цирконий [52]. По­ этому низколегированные медные сплавы с твердорастворным упрочнением практически всегда являются двухкомпонентыми (БрСр0,1, БрКд1, БрМг0,3): третья добавка является бес­

полезной, так как не повышает , но снижает

электропроводность.

Микролегированные медные сплавы вы­ сокой электропроводности, наоборот, всегда многокомпонентные, так как их состав (менее 0,1 % легирующих элементов в сумме) нахо­

дится в области роста зависимости tp от кон­

центрации (см. рис. 6.1), а при ультрамалом содержании компонентов возможно даже сни­

жение /р до значений меньших, чем у низко­

легированной меди. В этом случае каждый легирующий элемент в многокомпонентном сплаве вносит свой вклад в повышение темпе­

ратуры начала рекристаллизации и способству­ ет повышению рабочей температуры провод­ никового материала.

Растворное упрочнение для сплавов вы­ сокой электро- и теплопроводности малоэф­ фективно. Высоколегированные сплавы - твер­ дые растворы на основе меди - имеют низкие значения электро- и теплопроводности, так как введение большинства легирующих элементов в количествах, достаточных для упрочнения меди, существенно снижает эти характеристи­ ки. Именно поэтому при создании проводнико­ вых сплавов на основе меди верхний предел суммарного содержания легирующих элемен­ тов ограничивается тремя-пятью процентами.

Более эффективно дисперсионное упроч­ нение стареющих сплавов и упрочнение меди дисперсными частицами нанометрических размеров (дисперсно-упрочненные материалы).

В первом’ случае сплавы получают обыч­ ными металлургическими методами: отливают массивные слитки и из них получают дефор­ мированные полуфабрикаты (листы, прутки, трубы, проволоку и т.д.). Эффект упрочнения этих сплавов создается за счет закалки с после­ дующим старением или в результате примене­ ния различных режимов термомеханической обработки. Системы легирования для этих сплавов выбирают так, чтобы элементы имели переменную растворимость в меди и чтобы заметная растворимость при высоких темпера­ турах уменьшалась почти до нуля при пониже­ нии температуры до нормальной. В этом слу­ чае матрица отожженного или состаренного сплава представлена практически чистой ме­ дью с высокой электропроводностью и второй фазой с меньшей электропроводностью, коли­ чество которой обычно невелико [32].

Во втором случае в матрицу, в практиче­ ски чистую медь, применяя специфические технологические процессы, вводят ультратонкие, нанометрических размеров, тугоплавкие частицы, практически не взаимодействующие с матрицей и стабильные вплоть до температур плавления меди. Эти материалы отличаются исключительно высокой жаропрочностью и электропроводностью, близкой к электропро­ водности меди.

Например, для электродов сварочных машин, для теплообменников и т.п., требуются материалы, которые наряду с высокой тепло- и электропроводностью обладают жаропрочно­ стью. В частности, основные требования, предъявляемые к материалам электродов для контактной сварки, следующие [36, 52, 91]: