книги из ГПНТБ / Червякова, В. В. Сложные латуни и бронзы. Свойства, строение и вопросы технологии

ем процессов старения a-фазы. В связи с этим важное зна­ чение приобретают низкотемпературный отжиг готовых по­ лос и корректировка режимов деформации и отжига на промежуточных переделах и конечной операции. Техноло­ гия производства матричных латуней все еще совершенст­ вуется. Важная роль в этих исследованиях отводится крем­

работах [124, 174] показано, что предел растворимости это­ го элемента в ß-фазе, особенно в неравновесных сплавах, полученных при литье с высокими скоростями охлаждения, значительно больше.

Структура (а-І^)-латуней, содержащих свинец, отлича­ ется мелкокристаллитностью, в литых сплавах, имеющих дендритное строение, свинец в свободном состоянии или не обнаруживается, или же его включения наблюдаются в мелкодисперсном виде и располагаются как по границам, так и внутри зерен.

Сплав ЛС59-1 является в настоящее время единственным среди свинцовистых латуней, который достаточно легко об­ рабатывается в горячем состоянии. Это связано с тем, что у а+ß-латуней вслед за провалом пластичности (400—500°) имеется относительно широкая зона высокой пластичности. Появление этой зоны обычно объясняли отличной деформи­ руемостью ß-фазы при высоких температурах. Сохранение высокой пластичности при введении свинца связывали с по­ вышенной растворимостью этого элемента в ß-фазе и пере­ распределением его в сплаве в результате перекристаллиза­ ции. Однако сейчас установлено [184], что повышение пла­ стичности ЛС59-1 в области температур 700—800° кроме этих факторов обусловлено протеканием в момент деформа­ ции фазового перехода a->a+ß.

Следует сказать, что связь высокой пластичности у (а-і^)-латуней с фазовым переходом a->a + ß не является неожиданной. При изучении концентрационной зависимости пластичности а-латуней в области высоких температур ис­ следователи неоднократно отмечали усиление пластического течения при приближении сплавов к границе растворимости и объясняли это явление развитием гетерогенизации [70, 185]. При комнатной температуре и в интервале 20—400° пластичность сс-латуни с 35—40% цинка уменьшается с легированностью, однако при более высоких температурах наблюдается обратная зависимость: сплав, содержащий 40% цинка, становится в несколько раз пластичнее менее

80

легированного сплава. Вследствие этого у латуни Л60 зона хрупкости смещается к более низким температурам. Вблизи 800°, на границе растворимости, ее пластичность возраста­ ет в три раза по сравнению с показателями сплава, не пре­ терпевающего превращения a->a+ß.

Распад a-фазы в момент деформации оказывает решаю­ щее влияние и на изменение пластичности матричных лату­ ней (группа ЛС64-2). Выше было показано, что присутствие свинца (1—2%) в этих латунях делает невозможной их об­ работку в горячем состоянии. Однако сплав с 63,0% меди, содержащий около 0,3% кремния, прокатывается вгорячую. Присадка кремния так изменяет его состояние, что при деформации в области высоких темпе­ ратур становится воз­ можным развитие фазо­ вого превращения, веду­ щего к увеличению плас­ тичности. Интересно от­ метить, что влияние свинца как примеси, по­ нижающей деформиру­ емость латуней при вы­ соких температурах, со­ вершенно подавляется резким увеличением

зуются развитием зоны высокой пластичности в относительно широком температурном интервале, однако с увеличением концентрации меди (независимо от содержа­ ния свинца) интервал деформируемости смещается в область высоких температур и становится более узким. Схематично это показано на рисунке 34 [186], где ширина зоны дефор­ мируемости отнесена к сужению образцов, равному 0,6. Опыт прокатных цехов показывает, что при более низком показателе горячая прокатка плоских слитков практически невозможна.

При изменении содержания меди в сплавах от 57,0 до 61,0% максимум пластичности перемещается от 600 к 800°. Точки, соответствующие температурам максимальной пла-

стичности, точно коррелируются с температурами фазового перехода a->-a+ß, и, следовательно, повышение пластично­ сти прямо связано с этим превращением. Экспериментально этот вывод подтвержден А. А. Пресняковым и Г. В. Стари­ ковой [184], изучавшими механические свойства и измене­ ние фазового состава при деформации сплавов Л62, ЛС59-1 и Л52 (ß-латунь). Аномальное повышение пластичности (а-І^)-латуней оказывается в прямой зависимости от коли­ чества неравновесной a-фазы, переходящей в момент дефор­ мации в ß. Переход к чистой а-латуни при высоких темпера­ турах после завершения превращения a->a + ß сопровожда­ ется почти двукратным снижением пластичности.

Исследуя латунь ЛС59-1 с добавками церия, Е. М. Са­ вицкий и У. К. Дуйсемалиев также наблюдали резкое увели­ чение пластичности вблизи температуры фазового перехода a->a+ß [187]. Они связывали этот эффект с действием ра­ створноосадительного механизма, представление о котором выдвинул А. А. Бочвар [188] для объяснения явления сверхпластичности в алюминиево-цинковом эвтектоиде. Однако при протекании в момент деформации процессов ра­ створение — осаждение фазовый состав сплава до и после деформации не должен был изменяться. Опыты А. А. Прес­ някова и Г. В. Стариковой [184] показали, что повышение пластичности сопровождается уменьшением или полным исчезновением а-фазы.

Для выяснения возможности обратного превращения ß-^-a в момент деформации были поставлены специальные эксперименты [189]. При прокатке латуни ЛС59-1 в произ­ водственных условиях возможны случаи перегрева с после­ дующим охлаждением металла до установленной темпера­ туры обработки. Поэтому вопрос о роли превращения ß->a+ß в изменении пластичности сплава имел определен­ ное практическое значение. Пластичность определяли в интервале 500—750° при двух вариантах деформации: в одном случае она производилась сразу же по достижении температуры разрыва образцов, а во втором — образцы вы­ держивались перед растяжением 15 мин. Охлаждали спла­ вы по-разному: с 800° и с температуры, превышающей на 100° температуру опыта. Сплавы, деформированные без вы­ держки к началу растяжения, имели наиболее неравновес­ ный фазовый состав.

Из рисунка 35 следует, что температурный ход пластич­ ности при нагреве и охлаждении образцов несколько разли­ чен, хотя характер полученных кривых один и тот же. Ин­ тервалы температур, при которых обнаруживаются наиболь­ шие показатели удлинения при нагреве и охлаждении, сдви-

82

гаются относительно друг друга. Максимальная пластич­ ность при распаде a-фазы наблюдается при 650°, а в резуль­ тате распада ß-кристаллов — при 550°. Интервал одинако­ вой пластичности (0 = 60%) в первом случае получается бо­ лее широким, чем во втором. Данные микроанализа показа­ ли, что в результате деформации образцов в ходе нагрева количество сс-фазы уменьшается, а после охлаждения и де-

мации на 100°.

so SO

формации, наоборот, увеличивается. Максимальное количе­ ство распавшейся a-фазы приходится на 600°, а наибольшая пластичность обнаруживается при 650°, что, вероятно, свя­ зано с более интенсивным процессом распада при этой тем­ пературе. Наибольшее количество ß-фазы, переходящей в а, отмечается при 550°. Следовательно, повышение пластич­ ности зависит и от количества распадающихся фаз (а или ß), и от интенсивности их распада в момент деформации. Однако с увеличением температуры интенсивность распада фаз возрастает не только в момент деформации, но и перед ней; в этом случае становится все трудней зафиксировать неравновесные кристаллы к моменту растяжения. Иначе говоря, между показателями пластичности и развитием превращения a^cc+ß в латунях существует сложная зави­ симость, максимальная пластичность обеспечивается при некоторых оптимальных температурных условиях. Количе­ ство распадающихся а- и ß-фаз при 650°, как показывают опыты [189], практически одинаково, однако пластичность в первом случае заметно выше, чем во втором. Следователь­ но, переходы a->ß + a и ß->-a+ß неравноценны в отношении их влияния на деформируемость сплавов. В присутствии комплексной добавки, в состав которой входят десятые доли процента кремния, марганца и никеля, независимо от того, выдерживается ли . сплав до разрыва 15 мин или деформи-

83

руется без выдержки, во время деформации после охлажде­ ния сплава протекает превращение ß->a+ß. Эти данные го­ ворят о том, что добавки задерживают самопроизвольный распад ß-фазы до момента деформации.

В работе [189] определено, что переход ß->a + ß во вре­ мя деформирования наблюдается только в том случае, если латунь нагревалась до температуры, превышающей темпера­ туру растяжения, и была охлаждена со скоростью, боль­ шей скорости распада ß-фазы. Если этот распад происходил раньше и до деформации устанавливался равновесный фа­ зовый состав, то в момент деформирования протекало пре­ вращение a->cc + ß. Авторы работы пришли к выводу, что все аномалии свойств латуни ЛС59-1 возникают вследствие развития превращений: повышение пластичности при 450° связано с разупорядочением ß'-*-ß, эффект сверхпластично­ сти при 600—700° — с переходом a->a+ß и, наконец, всплеск пластичности около 800° — с неисследованным по­ ка превращением в ß-фазе.

При горячей прокатке сплава ЛС59-1 в ряде случаев происходит растрескивание слитков, образование пузырей при последующей термообработке, которые затем выкаты­ ваются в плены и приводят к браку готовой продукции. Анализ данных о связи интервала деформируемости (ин­ тервала фазового перехода) с содержанием меди позволил сделать заключение, что основной причиной появления тре­ щин при горячей прокатке является значительное колебание концентрации меди (цинка) в отдельных слитках. От этого фактора сильно меняется оптимальный температурный ре­ жим деформирования, что находится в полном согласии с зависимостью перехода а-мх + ß от температуры и концен­ трации, вытекающей из диаграммы состояния системы медь — цинк (см. рис. 13).

Эти данные позволили усовершенствовать технологию производства сплава ЛС59-1. Рекомендация сводилась к рассортировке слитков в литейном цехе на группы по содер­ жанию меди в пределах, обеспечивающих горячую прокат­ ку в условиях одного термического режима. Допустимые колебания содержания меди в слитках каждой из групп и рекомендуемые режимы нагрева под горячую прокатку при­ ведены ниже [186] :

Допустимое содержание ме­

84

Температурный режим нагревательной печи подбирается применительно к условиям выхода.

Применение этих режимов дает хорошие результаты. Брак по растрескиванию и пленистости значительно снижа­ ется, и заметно повышаются технико-экономические пока­ затели производства. Следует сказать, что снижение тем­ пературы приводит к получению наклепанного проката, особенно в сплаве с добавками, повышающими температу­ ру рекристаллизации. Из-за низких пластических свойств металла в этом случае затрудняется и свертка полос в ру­ лоны. Эти осложнения в известной мере можно устранить некоторой интенсификацией горячей прокатки.

В процессе совершенствования технологии литья и обра­ ботки латуни ЛС59-1 на Балхашском заводе опробовано мо­ дифицирование этого сплава малыми добавками. Вначале была разработана комплексная добавка, содержащая 0,3% никеля, 0,2% марганца и 0,1% кремния (номинальный со­ став) [190]. Она значительно улучшила технологические свойства латуни ЛС59-1 за счет расширения интервала вы­ сокой пластичности, торможения распада a-фазы в момент превращения a->a + ß. Эта добавка намного облегчила горя­ чую прокатку латуни ЛС59-1. Механизм ее влияния подроб­ но изучался и был описан в работе [191]. Заводским допу­ ском содержание элементов в ней было регламентировано следующими пределами: 0,15—0,5% никеля, 0,1—0,3% марганца и 0,10—0,15% кремния.

В дальнейшем в целях получения более технологичных сплавов испытывались сочетания других элементов. В ча­ стности, весьма хороший результат получен при введении в сплав кальция совместно с вышеупомянутой тройной до­ бавкой (кремний + никель+ марганец). Судя по результатам лабораторных исследований [192], очень перспективной до­ бавкой с точки зрения расширения интервала деформируе­ мости является ферроцерий в сложной четверной присадке с никелем, марганцем и кремнием. Оптимальный состав ее был уточнен в ходе промышленных испытаний. Оказалось, что количество ферроцерия должно строго ограничиваться, поскольку при его содержании выше 0,05% возрастает брак по пузырям и пленам, которые частично обнаруживаются уже в процессе горячей прокатки. Оптимальной является концентрация ферроцерия, равная 0,03%. Введение данно­ го модификатора в сплав совместно с никелем, марганцем, кремнием расширяет интервал горячей прокатки свинцови­ стой латуни на 135°, или более чем в 2,5 раза (рис. 36).

Эффективность действия различных добавок проверялась на балансовых партиях слитков, отливаемых по обычной

85

технологии. Очень хорошие результаты показали опытные партии слитков, в которых в состав четверной добавки вхо­ дил кальций (0,02%). Нужно сказать, что кальций в от­ дельности не дает заметного улучшения свойств, но вместе с никелем, кремнием и марганцем является весьма эффек­ тивной добавкой. В настоящее время на Балхашском заводе в технологию производства введено модифицирование лату-

Рис. 36. Влияние добавки с ферроцерием на пластичность латуни ЛС59-1: 1 — без добавки; 2—0,35% никеля + 0,11%

кремния + 0,18% марганца + 0,15% ферроцерия [192].

ни ЛС59-1 четверной добавкой, содержащей кальций. Тем­ пература прокатки в этом случае не должна превышать

710°.

Для выяснения влияния различных элементов на меха­ нические свойства готовых изделий были проведены специ­ альные испытания. Установлено, что свойства сплава ЛС59-1 с добавками удовлетворяют требованиям ГОСТа 931-52 на «Листы латунные», хотя прочностные характери­ стики в этом случае несколько возрастают [193]. В табли­ це 3 приводятся результаты определения свойств сплава ЛС59-1 с добавками кальция и ферроцерия и без добавок.

Имеются и другие пути повышения технологических свойств латуни ЛС59-1 при горячей обработке. Весьма це­ лесообразным является ускорение нагрева слитков перед прокаткой. Наши исследования показали увеличение пла­ стичности сплава в области высоких температур при умень­ шении времени нагрева, что можно связать с накоплением неравновесной a-фазы к моменту деформации.

Экспериментально установлено [194], что переход от литых к равновесным сплавам вызывает повышение пла­ стичности и расширение температурного интервала дефор­ мируемости, что может быть связано с уменьшением скоро­ сти превращений в равновесных сплавах по сравнению с

86

литыми, а также с различным поведением свинца в них. Эти данные позволяют рекомендовать и другие варианты технологии производства латуни ЛС59-1. Очевидно, слитки, переведенные с помощью предварительной деформации и отжига в более равновесное состояние, можно обрабатывать вгорячую в более широком температурном интервале, чем

Таблица 3

Влияние добавок кальция и ферроцерня на механические свойства латуни ЛС59-1 [193]

Механические свойства

литые. В этом случае отпадает необходимость сортировки их на группы по содержанию меди и использованию малых добавок. Однако такая технология в условиях Балхашского завода, где проводились опыты по совершенствованию тех­ нологии обработки латуни ЛС59-1, связана с практически­ ми трудностями и поэтому до сих пор не опробована.

При переходе от литых свинцовистых латуней к отож­ женным зона пластичности расширяется главным образом в сторону высоких температур (см. рис. 34). Особенно это за­ метно для сплавов с меньшим содержанием меди, где пере­ ход a->a + ß, обусловливающий повышение пластичности, протекает при пониженных температурах и пластичность, найденная выше точки фазового перехода, уже отражает свойства самой ß-фазы. Для простых латуней с таким же содержанием меди, как у свинцовистых, ширина зоны де­ формируемости для литых и равновесных образцов прак­ тически одинакова. Отсюда можно заключить, что зависи­ мость ширины этой зоны от состояния свинцовистых лату­

87

ней объясняется различным влиянием свинца на свойства ß-фазы в литых и равновесных сплавах.

Для выяснения роли свинца в изменении свойств ß-лату- ней в дальнейшем были изучены сплавы с содержанием это­ го элемента от 0,66 до 4,5%. Судя по концентрационной за­ висимости микротвердости (рис. 37), предел насыщения ß-фазы свинцом при 20° меньше 0,66%, а при 800° он нахо­ дится между 1,6 и 2%.

В работе [124] показано, что пластичность ß-латуней до температуры 450° практически не зависит от концентрации свинца. Во всех случаях резкое увеличение ее наблюдается в момент разупорядочения (ß'->ß). Однако при дальнейшем нагреве образцов удлинение падает, изменяясь по кривой с двумя максимумами, которые обнаруживаются при 500 и 600—700° в зависимости от содержания свинца. Начиная с 500° пластичность закономерно снижается с повышением содержания этого элемента вплоть до 1,58%, и даже при 800° сохраняется заметная (5—6%) разница между удлине­ нием разных сплавов.

Появление второго максимума пластичности при 600— 700° в простых и свинцовистых латунях может быть связа­ но с протеканием нового превращения в ß-фазе, которое вы­ является и рентгеноструктурным анализом [124]. Темпера­ тура и скорость этого превращения зависят от концентрации свинца. Все эти данные указывают на значительную раст­ воримость его в ß-фазе, которая увеличивается с темпера­ турой и составляет вблизи 500° не менее 1,6%. Таким обра­ зом, свойства свинцовистых а + ß-латуней выше температу­ ры фазового перехода a + ß->ß определяются свойствами ß-фазы, превращениями в ней и действием свинца.

Следует сказать, что пластичность латуни ЛС59-1 суще­ ственно зависит от скорости деформации при горячей про­ катке. Лабораторные исследования [195] показали, что в этом факторе заключен большой резерв изменения пластич­ ности. Путем вариации скорости деформирования можно сильно расширить температурный интервал обработки. Дей­ ствие скорости оказывается в этом отношении аналогичным введению малых добавок ферроцерия в комплексе с нике­ лем, марганцем и кремнием. Этими данными еще раз под­ твердилось представление о причинах образования анома­ лий пластичности в результате взаимодействия процессов пластической деформации и фазового превращения [196].

Кремнистые латуни. Тройная диаграмма состояния спла­ вов медь — цинк — кремний еще не изучена, хотя известно [197], что граница области a-твердого раствора в медно-цин­

88

ковых сплавах с кремнием резко сдвигается в сторону меди (рис. 38). Так, при 30% цинка максимальная растворимость кремния в сплаве при 530° составляет всего 1,3%, умень­ шаясь с понижением температуры до десятых долей про­ цента. Оценить влияние этого элемента на структуру лату­ ней можно на основании коэффициента эквивалентности, который в данном случае равен 10. Это означает, что введение в двойную латунь

по действию на структуру 10% цинка.

<600

цинка, не вызывает появления новой фазы. При увеличе­ нии количества кремния до 2% в литом сплаве возникает вторая фаза (х), исчезающая при отжиге. При 3% кремния вторая фаза наблюдается не только в литых, но уже и в отожженных образцах. Ее выделения достаточно пластичны и не препятствуют горячей обработке. При температурах ниже эвтектоидного превращения х-хс + у (545°) гетероген­ ная латунь с кремнием имеет повышенную твердость, и ее технологические свойства ухудшаются: сплав Л62 с крем­ нием обрабатывается в холодном состоянии значительно хуже, чем двойной сплав [198], в то же время технологич­ ность латуни Л90 в присутствии кремния меняется мало

[199].

При введении в медь совместно с никелем кремний обра­ зует силицид никеля NizSi, растворимость которого, дости­ гая 9% при эвтектической температуре (1020°), уменьшает­ ся с понижением температуры практически до нуля. Имен­

89