книги / Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки

Деформация выше точки Мн вызывает мартенситное превращение в интервале между температурой Мн и некоторой температурой Мд, которая находится ниже точки Т0. Анало­ гично деформация мартенсита вызывает об­ ратное мартенситное превращение в области температур ниже точки Ан вплоть до некото­ рой точки Ад (см. рис. 6.79)

Мартенситное превращение выше темпе­ ратуры Мн вызывается и упругой и пластиче­ ской деформацией (рис. 6.80). В некотором

интервале температур Мн - Мнст (участок ab) упругие напряжения способствуют зарожде­ нию кристаллов мартенсита. Энергия от при­ ложенной нагрузки добавляется к термодина­ мическому стимулу превращения ДG0 g, и

мартенситное превращение становится воз­ можным при меньших переохлаждениях по отношению к равновесной температуре Г0 [58]. С повышением температуры деформации дос­

тигается точка М нст при которой напряжение становится равным пределу текучести (ат). Упругие возможности деформации мартенсита исчерпываются и наступает пластическая де­ формация. Образование мартенсита под дейст­ вием деформации происходит за счет новых мест его зарождения (участок be). Выше тем­ пературы Мд никакая пластическая деформа­ ция не может превратить исходную фазу в мартенсит.

В связи с изложенным следует различать: мартенсит охлаждения (М), образующийся только за счет понижения температуры ниже точки Мн, без участия деформации; мартенсит напряжения (МН) (stress-assisted martensite), образующийся под действием приложенной нагрузки (упругой деформации).

Термоупругие мартенситные превраще­ ния сопровождаются такими необычными ме­ ханическими эффектами, как эффект памяти формы и свехупругость (псевдоупругость).

Свойство памяти формы можно опреде­ лить как способность металла деформировать­ ся и восстанавливать (полностью или частич­ но) свою исходную форму по структурным механизмам, отличным от механизмов упругой деформации. Такими особыми механизмами являются термоупругое мартенситное превра­ щение, а также обратимые структурные пре­ вращения в мартенсите [58, 64].

Краткое описание ЭПФ сводится к сле­ дующему. Если образец, продеформированный

Рис. 6.80. Напряжения, вызывающие мартенситное превращение (участок ab) в интервале темпера­

тур Мн - Мн и при пластической деформации участок Ъс) в интервале температур

Мнст - Мд (схема по Олсону и Коэну)

и разгруженный в условиях существования низкотемпературного мартенсита (обычно ни­ же Мк), нагреть до температур, где происходит обратное превращение мартенсита в исходную фазу (выше Ак), то он будет восстанавливать свою первоначальную форму. Причем остаточ­ ная деформация (часто весьма значительная, порядка 5...8 %) полностью устраняется. Вос­ становление первоначальной формы образца однозначно связано с обратимым превращени­ ем деформированного мартенсита в исходную фазу. Движущей силой этого процесса является разность свободных энергий исходной и мар­ тенситной фаз при обратном превращении.

Для полного восстановления формы не­ обходимо, чтобы чтобы мартенситное превра­ щение являлось кристаллографически обрати­ мым; чтобы процесс деформации осуществлял­ ся без участия скольжения [97, 40].

Как уже отмечалось, первое условие свя­ зано с особенностями термоупругого мартен­ ситного равновесия. Второе условие очевидно, так как скольжение является необратимым процессом.

Процесс памяти формы является универ­ сальным по природе и не относиться к какойлибо конкретной кристаллической структуре мартенсита. Он проявляется во многих медных сплавах с ЭПФ [27, 97, 169].

Сверхупругость - это возможность мате­ риала под действием внешней нагрузки при постоянной температуре претерпевать обрати­ мые деформации, которые на 1 - 2 порядка больше, чем деформация обычных металличе­ ских материалов до условного предела упруго­ сти. Эти обратимые деформации могут соста-

Рис. 6.81. Схема, иллюстрирующая проявление сверхупругости [58J:

Q М

Еупр и Еупр - соответственно упругая деформа­

ция исходной фазы и мартенсита; есу -

сверхупругая деформация

вить 5 ...8 % в то время, как область обычной упругой деформации поликристаллических металлов не выходит за предел в десятые доли

процента.

Сверхупругость проявляется, когда к об­ разцу прикладывают нагузку при температуре выше Мн. Обычно температура деформации

(Тд) находится в пределах А к<Тд< Мна

(М на - максимальная температура, до кото­ рой возможно образование мартенсита напря­ жения). Если в этом интервале температур к образцу приложить нагрузку, в нем начнет образовываться мартенсит напряжения (МН) и

изменится форма образца.

Связь между напряжением и деформаци­ ей показана на рис. 6.81. На участке АВ происходит упругая деформация исходной

p-матрицы (супр)- На участке ВС увеличение

деформации идет вследствие образования мар­

тенсита напряжения (р —* МН). При деформа­ ции происходящей за точкой С, образовавшийся мартенсит упруго деформируется (участок CD). При дальнейшем повышении нагрузки (выше т. D) происходит пластическая деформация, которая в конечном итоге приводит к разруше­ нию образца. Если при нагружении образца напряжение не выходит за т. А то при разгруз­

ке сначала исчезает упругая деформация мар­ тенсита (до т. £), затем в результате обратного превращения мартенсита происходит возврат деформации до т. F. В результате деформация становится равной нулю из-за возврата упру­

гой деформации исходной (3-фазы.

Обратное превращение обусловлено тем, что при приложении напряжений выше темпе­ ратуры Ак образуется совершенно нестабиль­ ный мартенсит. Деформация ВС получила на­ звание сверхупругой. ЭПФ и сверхупругость связаны с одним и тем же явлением - обрати­ мостью макродеформации образца за счет движения скользящих границ между кристал­ лами при мартенситном превращении. Отли­ чаются только внешние условия, вызывающие обратимое превращение: нагрев предваритель­ но деформированного сплава в область темпе­ ратур нестабильного мартенсита при ЭПФ и снятие внешних напряжений при сверхупруго­ сти [58, 97].

Сплавы с эффектом памяти формы

Среди сплавов с ЭПФ наибольшую груп­ пу составляют сплавы на основе меди. В табл. 6.67 указаны основные системы легиро­ вания медных сплавов с ЭПФ, приведены со­ ставы некоторых сплавов, указана их структура и физические свойства.

Сплавы на основе меди уступают по ряду технических характеристик и по технологиче­ ским свойствам сплавам Ti-Ni. Однако медные сплавы имеют экономические преимущества. Поэтому во многих случаях предпочтение от­ дается медным сплавам с ЭПФ, учитывая их более низкую стоимость.

В практике используют сплавы на основе систем Си-Al и Cu-Zn. Наиболее подробно изучены трехкомпонентные сплавы систем Си- Al-Ni и Cu-Zn-Al. Сплавы с добавками леги­ рующего четвертого компонента (см. табл. 6.67) разрабатывают для получения мелкого зерна матричной фазы и улучшения некоторых экс­ плуатационных свойств. Свойства этих сплавов не отличаются от трехкомпонентных сплавов.

Сплавы на основе системы Си-Al. Диа­ грамма состояния Си-Al (см. рис. 3.9) является базовой при разработке алюминиевых бронз с ЭПФ. Практический интерес для этой группы сплавов представляет лишь та часть диаграммы состояния Си-Al, где существует высокотем­ пературная (3-фаза. В интервале концентраций 8,5... 15 % А1 (3-фаза кристаллизуется непо­ средственно из жидкости. С понижением

условиях при 565 °С происходит эвтектоидный распад [3-фазы.

При концентрациях алюминия более 11 % (по массе) P-фаза с неупрорядоченной струк­ турой превращается в Pi-фазу с упорядоченной структурой (D03 или типа Fe3 Al, рис. 6.82). Превращение порядок-беспорядок осуществля­ ется при температуре Гс, находящейся между температурой эвтектоидного превращения и

Рис. 6.82. Кристаллическая структура исходной P-фазы с упрорядоченной решеткой

вбронзах и латунях:

а- структура Ргфазы в алюминиевых бронзах

срешеткой ЕЮ3 (типа Fe3Al); б - структура р2-фазы в латунях с решеткой В2

(типа CsCl)

точкой Мн (см. рис. 3.9). Это превращение невозможно предотвратить даже закалкой. Наибольшая степень упрорядочения отвечает соотношению меди и алюминия 75:25.

Первоначальные исследования мартен­ ситного превращения осуществлялись на спла­ вах двойной системы Си-Al. Мартенситное превращение в сплавах тройной системы Си- Al-Ni мало отличается от двухкомпонентных сплавов. Поэтому сначала необходимо рас­ смотреть мартенситное превращение в сплавах двойной системы Си-А1.

Если сплав закалить из однофазной P-области, то эвтектоидное превращение по­ давляется, ниже Мн происходит мартенситное превращение. В зависимости от концентрации алюминия в сплавах образуются различные мартенситные фазы (см. рис. 3.9): Р', Pj,

Pj+yJ, и YI • В тройной системе Cu-Al-Ni возможно также образование мартенситных фаз Р" и a j. Мартенситные фазы, наследуя

упорядоченность исходной фазы, также имеют упорядоченную структуру. Цифровой индекс относится к фазам с упорядоченной решеткой.

Пространственная группа и периоды ре­ шетки этих фаз приведены в табл. 6 .6 8 .

Температуры начала превращения упоря­ доченной Pi -фазы в мартенсит (Мн), несмот­

ря на различие структур мартенсита в каждой области (см. рис. 3.9), находится на одной кривой.

Технический интерес представляют спла­ вы на основе P-фазы, так как именно на основе этих сплавов можно получить материалы с ЭПФ и сверхупругостью. С этой позиции рас­ смотрим влияние никеля на структуру и свой­ ства двухкомпонентных алюминиевых бронз.

Естественно, что и сплавы тройной сис­ темы Cu-Al-Ni, которые могут применяться в качестве материалов с ЭПФ, ограничиваются областью составов, где при высокой темпера-

Рнс. 6.83. Вертикальный разрез диаграммы состояния системы Cu-Al-Ni при 3 % Ni (К. Сигумото)

Cu-14Al-4Ni. Именно эта композиция соответ­ ствует соединению в двухкомпонентной сис­ теме Си3 А1.

При увеличении концентрации алюминия в двойной системе Си-Al даже при закалке с очень высокой скоростью охлаждения невоз­ можно предотвратить выделение уг-фазы. При появлении ее в структуре сплавов термоупру­ гое мартенситное превращение не возникает. В связи с этим можно считать добавку никеля полезной, т.к. он замедляет диффузию меди и алюминия и стабилизирует P-фазу. Кроме того, при увеличении концентрации никеля в спла­ вах системы Cu-Al-Ni границы области р-фазы и области (Р + у2)-фаз смещаются в сторону более высоких концентраций алюминия.

На рис. 6.83 приведен вертикальный раз­ рез диаграммы состояния Cu-Al-Ni при кон­ центрации никеля 3 %. При введении 3 % Ni образуется интерметаллид NiAl, но количество этой фазы невелико и ее частицы выделяются при нормальной температуре только после медленного охлаждения. Установлено также, что никель повышает эвтектоидную концен­

трацию алюминия в P-фазе с 1 1 , 8 до 12,7 %. Температуры мартенситного превраще­

ния (Мн, Мк, Ан, Ак) являются важнейшей характеристикой сплавов с ЭПФ. В слитках с одинаковым расчетным составом из-за ликвационных явлений эти температуры могут быть различными. Даже незначительное изменение химического состава сплавов весьма сущест­ венно изменяет температуры превращений. Поэтому для получения полуфабриката с за­

данной температурой превращения необходи­ мо контролировать все этапы его изготовления: отливку слитков, обработку давлением, терми­ ческую обработку, а также специальную обра­ ботку для повышения стабильности ЭПФ. Од­ нако решающее влияние на температуру пре­ вращения в сплавах с ЭПФ оказывает химиче­ ский состав.

На рис. 6.84 показано влияние алюминия на температуры превращений в сплавах систе­ мы Cu-Ni-Al при постоянном содержании 4 % (ат.) Ni. Видно, что увеличение концентра­ ции алюминия в сплавах приводит к резкому понижению температур как прямого, так и обратного мартенситного превращения. Так, например, увеличение концентрации алюминия всего на 2 % приводит к снижению температу­ ры Мн в среднем на 120 °С (с 50 °С до - 70 °С).

Никель также понижает критические температуры, но его действие не такое сильное, как алюминия. Однако наиболее важным влия­ нием никеля в алюминиевых бронзах с ЭПФ является его способность подавлять выделение у2 -фазы.

Приведенные данные свидетельствуют о том, что медные сплавы с ЭПФ чрезвычайно чувствительны к составу. Таким образом мож­ но, измененяя состав, обеспечить изменение температуры превращения в широком интерва­ ле. Однако практическое использование влия­ ния состава сплавов на температуру превраще­ ния ограничено, поскольку при повышении температуры эксплуатации медных сплавов с ЭПФ накладываются вторичные процессы, связанные со старением.

Следует иметь в виду, что старение мед­ ных сплавов с ЭПФ - это сложный процесс, влияние его на температуру превращения и на характеристики эффекта памяти формы неод­ нозначно и зависит от того, в какой фазе оно осуществляется - в исходной или мартенсит­ ной. Тем не менее во всех случаях старение - это явление, связанное с диффузионным пере­ мещением атомов в решетке твердой фазы, в результате чего изменяется температура пре­ вращения или утрачивается эффект памяти формы в медных сплавах. Поэтому верхний предел температуры превращения в сплавах на основе меди с ЭПФ обычно не превышает

100°С.

Валюминиевых бронзах иногда наблю­ дается многостадийность сверхупругих пре­ вращений. Она связана с превращением мар­ тенсит - мартенсит, которое вызвано напряже­

ниями.

Рис. 6.84. Зависимость температуры превращения в сплавах системы Cu-AI-Ni при постоянном содержании никеля (4 %) от концентрации алюминия (сплавызакалены вледяной

воде с 1000 °0 [97]

Следует отметить, что мартенситно­ мартенситные превращения, вызванные на­ пряжениями, не являются характерной особен­ ностью только сплавов системы Cu-AI-Ni. Эти превращения происходят и в других сплавах с (3-фазой. Они обнаружены в двойных и трех­ компонентных латунях и некоторых других сплавах.

Сплавы на основе системы Cu-Zn. В

двойных латунях эффект памяти формы прояв­ ляется только в тех сплавах, в которых при нагреве до высоких температур можно полу­ чить (3-фазу. Диаграмма состояния Cu-Zn (см. рис. 2 .1 ) показывает, что такая возможность появляется при содержании цинка более

38...39% (по массе). Фаза (3 имеет ОЦК ре­ шетку. В интервале температур 454...468°С

происходит превращение Р г |32 с образова­

нием р2-фазы с упорядоченной структурой В2 (типа CsCl) (см. рис. 6.82, б). В ряде работ

Р2-фаза с упорядоченной решеткой типа В2 (или CsCl) является исходной фазой в трех­ компонентных сплавах системы Cu-Zn-Al с ЭПФ. Однако в некоторых случаях в зависимо­ сти от состава в области сравнительно высоких температур наблюдается превращение В2 г ЕЮз, так что при нормальной температуре может существовать фаза со структурой типа DO3 .

Т,°С

Рис. 6.85. Вертикальный разрез диаграммы состояния Cu-Zn-AI при постоянном содержании 6 % А1 (К. Сугнмото)

В качестве материала с ЭПФ наибольшее применение нашли трехкомпонентные сплавы системы Cu-Zn-AI Они сравнительно пла­ стичны, межкристаллитное разрушение в них затруднено. Одной из причин введения третье­ го компонента является то, что в области со­ ставов P-фазы, где в двойной системе Cu-Zn происходит термоупругое мартенситное пре­ вращение, мартенситная точка (Мн) лежит при слишком низких температурах. Добавка алю­ миния позволяет регулировать температуру превращения в довольно широких пределах. Для этой же цели в латуни вводят также другие добавки - Si, Sn, Be, Ge.

На рис. 6.85 показан вертикальный разрез тройной системы Cu-Zn-AI. Из рисунка следу­ ет, что добавка алюминия смещает область

P-фазы в сторону более низкой концентрации цинка. Поэтому трехкомпонентные сплавы Cu-Zn-AI, в которых проявляется ЭПФ и сверхупругосгь, содержит меньше цинка по сравне­ нию с двойными сплавами Cu-Zn. В области температур 400...500 °С происходит эвтектоидный распад Р фазы по реакции р г а + у. Это приходится учитывать при обработке сплавов системы Cu-Zn-AI с целью создания запоминания формы. Она сводится к следую­ щему: сначала сплаву придают заданную фор­ му, подвергают нагреву в область существова­ ния стабильной p-фазы и после соответствую-

1с 10 301м ин 10 30 1ч

Рис. 6.86. Диаграмма изотермического превращения p-фазы в сплаве

Си26 % Zn- 4 % AI:

У, 2 - соответственно линии .выделения 5 и 95 % избыточной a-фазы от максимального ее количества в сплаве; 3 - линия начала эвтектоидного распада; / 0 - температура начала выделения избыточной a-фазы; - температура начала эвтектоидного распа­ да P-фазы (К. Сугимото)

щей выдержки охлаждают для получения мар­ тенситной структуры. Согласно равновесной диаграмме состояния Cu-Zn-AI, нагрев осуще­ ствляется до температур 800...850 °С, выдерж­ ка обычно не превышает 10... 15 мин, так как при более длительной выдержке сильно растет зерно P-фазы и свойства сплава ухудшаются.

Наиболее важным фактором термической обработки является скорость охлаждения. На рис. 6 . 8 6 показана диаграмма изотермического превращения сплава Cu-26Zn-4Al. Видно, что в этом сплаве P-фаза обладает невысокой ус­ тойчивостью и в процессе закалочного охлаж­ дения возможен распад p-фазы с выделением избыточных кристаллов a -фазы или даже эвтектоида (а + у). При выделении а-фазы кон­ центрация А1 и Zn в P-фазе увеличивается, что ведет к понижению температуры Мн.

На температуру мартенситного превраще­ ния сплавов системы Cu-Zn-AI с ЭПФ сущест­ венное влияние оказывает состав (рис. 6.87). Зачерченная область на концентрационном треугольнике Cu-Zn-AI (слева) соответствует интервалу составов сплавов (4...8%А1 и 10...27%Zn), для которых измеряли темпера­ туры превращения. Видно, что в данном ин­ тервале концентраций температура начала мар­ тенситного превращения изменяется на - 400 °С (от -105 °С до +299 °С).

В латунях, как и в сплавах системы Cu-Al-Ni, возможно превращение мартенсит - мартенсит, наблюдаемое при деформации моно­ кристаллов двойного сплава Cu-Zn (39,8 % Zn) при - 8 8 °С, что на 35 °С выше Мн.

В трехкомпонентных сплавах Cu-Zn-Al с эффектом памяти формы наблюдается почти такое же деформационное поведение, как и у сплавов Cu-Al-Ni. Существенным различием является то, что в бронзах деформация сколь­ жением затруднена и сверхупругость проявля­ ется до напряжения ~ 600 МПа. В латунях эти эффекты проявляются при напряжениях менее 200 МПа.

При разработке медных сплавов возника­ ет множество материаловедческих проблем,

которые с одной стороны являются общими для всех сплавов с ЭПФ, а с другой - специфи­ ческими, присущими только категории медных сплавов с ЭПФ [97, 169].

Следует отметить, что ЭПФ и сверхупру­ гость проявляются в сплавах не только в монокристальном состоянии, но и в поликристаллических образцах. Однако в последних образцах все деформационные эффекты проявляются слабее по сравнению с монокристаллами. Это связано с затруднением образования монодо­ менов мартенсита, когда исходные образцы находятся в поликристаллическом состоянии из-за «стеснения» со стороны окружающих зерен с разной кристаллографической ориенти­ ровкой [97].

Кроме того, в поликристаплическом ма­ териале возникают и другие проблемы, связан­ ные с наличием границ [97]:

1. Повышенная хрупкость сплавов Cu-Al-Ni, обусловленная концентрацией на­ пряжений на границах зерен. В медных спла­ вах с ЭПФ границы зерен служат причиной деформации скольжением и интеркристаллитного разрушения.

2. Возможность появления закалочных трещин в процессе быстрого охлаждения, из области однофазной высокотемпературной Р-фазы.

3. Склонность к межкристаллитному коррозионному разрушению и т.п.

Изготовление монокристаллов из сплавов на основе меди с ЭПФ не вызывает особых трудностей. Однако при переходе к практиче­ скому применению возникает необходимость получения материала в поликристаллическом состоянии.

В этом случае применяют различные ме­ тоды измельчения структуры, так как в медных

сплавах с ЭПФ с P-фазой легко происходит рост зерен. Известны следующие методы полу­ чения мелкозернистой структуры [97, 169]:

1 ) введение легирующих добавок, обра­

зующих фазы, нерастворимые в P-фазе латуней и бронз. Дисперсные частицы таких фаз эф­ фективно подавляют рост зерен. Для этой цели в сплавы Cu-Zn-Al и Cu-Al-Ni вводят В, Сг, Се (мишметалл), Ni и Ti;

2 ) использование методов быстрой кри­ сталлизации. Сплав, находящийся в жидком состоянии, быстро охлаждают разбрызгивани­ ем на охлаждаемые водой вращающиеся валки. Металл кристаллизуется с высокой скоростью

иполучается дисперсная структура;

3)применение метода порошковой ме­ таллургии: получают мелкий порошок, затем его спекают и подвергают экструзии.

Другой важной проблемой с точки зрения практического применения медных сплавов является их обрабатываемость давлением.

Медные сплавы с ЭПФ на основе P-фазы яв­ ляются почти такими же хрупкими, как и ин­ терметаллические соединения. Обработка этих сплавов при нормальной и отрицательных тем­ пературах крайне затруднительна. Сплавы сис­ темы Cu-Zn-Al более пластичны по сравнению с другими медным сплавами с ЭПФ. Это дела­ ет их наиболее перспективными для практиче­ ского применения.

Следующей важной проблемой для мед­ ных сплавов с ЭПФ является изменение свойств в результате старения при температу­ рах, ниже их рабочих температур. Из-за этого в процессе эксплуатации изменяются температу­ ры превращения, а в ряде случаев утрачивается эффект памяти формы.

Эти проблемы необходимо учитывать при разработке устройств и конструкций, в которых используются сплавы с ЭПФ, а также при создании новых сплавов на медной основе. Они во многих случаях могут быть успешно решены металловедческими методами.

6.5. МЕДНЫЕ СПЛАВЫ С ЭФФЕКТОМ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ

Общие сведения

В обычном состоянии металлы и сплавы реализуют свою пластичность при повышен­ ных гомологических температурах (вплоть до температур плавления) в широком диапазоне остаточных деформаций (до 50 % относитель­ ного удлинения). Однако существует группа сплавов, в которых при определенном струк­ турном состоянии относительное удлинение достигает 300... 1000%, т.е. проявляется эф­ фект сверхпластичности. Термин сверхпла­ стичность был введен А.А. Бочваром для опи­ сания необычного поведения сплава на основе цинка, у которого при нагреве после закалки формируется чрезвычайно мелкозернистая структура, а относительное удлинение такого сплава на порядок больше обычных значений. При этом резко понижается напряжение тече­ ния при пластической деформации.

В настоящее время различают два типа сверхпластичности: микрозернистая (струк­ турная) сверхпластичность, которую проявля­ ют металлы и сплавы с очень мелким зерном (1 . . . 1 0 мкм), и сверхпластичность, проявляю­ щаяся во время фазового превращения.

Основным критерием, определяющим способность металлов и сплавов проявлять эффект сверхпластичности, является показа­ тель скоростной чувствительности напряжения течения к скорости деформации (ш) опреде­ ляемый из формулы:

где S - истинное напряжение течения, В - ко­ эффициент, зависящий от условий испытаний

и структуры материала, ё - истинная ско­ рость деформации, являющейся производной истинной (логарифмической) деформации е по

времени т, е - Ln(L/Lo), L и LQ - соответст­

венно длина образца начальная и в заданный момент деформации.

Для вязкого течения (стекла, пластики и др.) показатель т = 1 , для обычных металличе­ ских материалов этот показатель находится в пределах т = 0 ,0 1 .. .0 ,2 , а для сверхпластичных материалов т ~ 0,5.

Внешнее поведение сверхпластичных ма­ териалов напоминает поведение расплавленно­ го стекла, когда в образце начинается локали­ зация деформации, т.е. плартическое течение концентрируется на отрезке, много меньшем рабочей части образца. В этом элементе де­ формируемого объекта резко возрастает ско­ рость деформации, и при высоком значении показателя т увеличивается требуемое напря­ жение течения. Приложенное напряжение ока­ зывается меньше требуемого для развития шейки, и поэтому здесь течение прекращается, концентрируясь в другой части образца. Этот процесс повторяется в разных точках рабочей длины образца, приводя к образованию размы­ тых, «диффузных» шеек. Образец в целом де­ формируется квазиравномерно [28, 60].

Сверхпластичный материал отличается от несверхпластичного формой кривой зависимо­ сти напряжения течения S от скорости дефор­ мации ё в логарифмических координатах (рис. 6 .8 8 ). На этой кривой различают три ин­ тервала, отличающиеся углом наклона этой кривой к оси координат. Тангенс угла наклона касательной к кривой S равен показателю ско­ ростной чувствительности тп. Во втором ско­ ростном интервале наблюдается наиболее рез­ кая зависимость напряжения от скорости де­ формации. В этом интервале находится макси­ мальное значение показателя т и, как правило, максимальное значение относительного удли­

нения 5.

Сверхпластичное течение отличается лишь определенным сочетанием известных механизмов пластической деформации, что обусловлено малым размером зерна (менее 10... 15 мкм).

Для промышленных сверхпластичных сплавов на медной основе характерно напря­ жение течения 1 ... 1 0 МПа, относительное уд­ линение 1 0 0 ... 1 0 0 0 %, показатель т = 0 ,2 , а

Рис. 6.88. Зависимость напряжения течения (£), показателя скоростной чувствительности (т)

и относительного удлинения от скорости деформации (ё) сверхпластичного (сплошная

линия) и несверхпластичного (штриховая линия) материалов [60]

скоростной интервал пластической деформа­ ции, в котором проявляются эти показатели

деталей из сверхпластичных сплавов необхо­ димо решать две задачи: получить сверхмелкое зерно и сохранить это зерно в процессе дефор­ мации. Это связано с тем, что во время дефор­ мации, осуществляемой при повышенных тем­ пературах, существенно ускоряются диффузи­ онные процессы, и в результате зерно укрупня­ ется в несколько раз быстрее, чем при изотер­ мических выдержках при этих же температу­ рах. Способствует росту зерен и рекристалли­ зация матричной фазы. В результате металлы и сплавы в процессе деформации теряют свои сверхпластичные свойства.

Сверхпластичные сплавы

В настоящее время установлена возмож­ ность получения эффекта сверхпластичности у однофазных а- и двухфазных (а + Р)-латуней, а также у некоторых марок бронз [24, 75, 61].

На однофазных медных сплавах с ультрамелким зерном удалось получить сверхпла­ стичное состояние, только на дисперсионнотвердеющей а-латуни ЛАНКМц 75-2-2,5-0,5-0,5 [75]. Состав сплава приведен в табл. 2.8. Для формирования мелкозернистой структуры был разработан специальный режим термомехани­ ческой обработки, включающей холодную деформацию и окончательный отжиг. Опти­

мальный режим отжига подбирали таким обра­ зом, чтобы он обеспечивал формирование рекристаллизованной структуры, а также более полную сферодизацию и коагуляцию частиц второй фазы. В результате была получена струк­ тура со средним размером зерна 6 ...7 мкм. При 650 °С и скоростях деформации 1,2-10"3; 6 *10- 3 и 1 ,2 *1 0 - 2 с- 1 напряжение течения составляло 15, 27 и 37 МПа соответственно, относительное удлинение 250...300 %.

При этом материал проявляет достаточно высокую чувствительность напряжения тече­ ния к скорости деформации. Показатель т, рассчитанный по наклону кривой истинное напряжение течения-скорость деформации, построенной в логарифмических координатах по данным испытаний на релаксацию напря­ жений, составил 0,40...0,45 [24]. Мелкозерни­ стая структура, благодаря выделяющейся вто­ рой фазе, остается стабильной при свехпластическом течении вплоть до разрушения.

Более существенные результаты по пока­ зателям сверхпластического состояния были получены на двухфазных медных сплавах.

В этом отношении более стабильные по­ казатели сверхпластичности имеют сплавы с микродуплексной структурой, когда объемные

Рис. 6.89. Влияние температуры на показатели сверхпластичности и фазовый состав латуни, содержащей

61,6 % Си и 0,13 % Si, остальное Zn, при скорости растяжения 6 мм/мин (ё = 1,2*10“2 с"1) [61]

количества двух дисперсных фаз а и Р имеют отношение 50:50. Сверпластичность проявляют (а + р)-латуни, алюминиевые бронзы и эвтек­ тический сплав Си - 7 % Р.

Оптимальная технология для получения ультрамелкого зерна включает следующие операции: закалка горячекатаной заготовки в воду из однофазной Р-области (800...850 °С) и последующая прокатка в интервале температур 300.. .350°С с обжатием 75...80% [75]. Такая обработка учитывает особенности формирова­ ния бейнитной структуры во время распада P-фазы при нагреве предварительно закален­ ной заготовки и позволяет получить сверхпла­ стичный лист практически из любой латуни с двухфазной а + Р основой. Формирование из­ делий из сверхпластичного листа производится при температуре 550...650РС, при этом части­ цы фаз несколько укрупняются и становятся равноосными. Это благоприятно сказывается на показателях пластичности.

Для получения стабильных свойств и уп­ рощения технологии производства сверхпла­ стичного листа (исключение закалки листа) стандартную латунь Л63 дополнительно леги­ руют кремнием. Эта технология предусматри­ вает регламентированную степень холодной деформации и выбор оптимальной температу­ ры отжига. При этом достигается получение равного количества фаз ( Va и Кр) и, как следст­ вие, получение максимальных показателей пластичности (рис. 6.89).

Применение такой же технологии позво­ лило получить лист из латуни ЛЖМц59-1-1 с высокими характеристиками сверхпластично­ сти: относительное удлинение 500...600%, напряжение течения менеее 8 МПа при 600 °С и скорости деформации до КГ2 с' 1 Эта схема позволяет также получать хорошие характери­ стики и у латуни Л63: относительное удлине­ ние в оптимальных температурно-скоростных условиях (температура 600...650 °С и скорость деформации 1 0 “3... 1 0 - 2 с-1) составляло 450.. .530 %, напряжение течения 10 МПа.

Высокие характеристики пластичности позволяют принципиально по-новому изготов­ лять детали с глубокими уступами и тщатель­ ной проработкой сложного художественного рельефа.

Например, для изготовления изделий с глубоким рельефом, который невозможно по­ лучить обычным способом за одну технологи­ ческую операцию, в условиях сверхпластиче-