Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки

При температурах ниже 500 °С распад начинается с образования зон Гинье-Престона (ЗГП), представляющих собой монослои ато­ мов бериллия, расположенных параллельно плоскости {100} матрицы. Их размеры оцени­ ваются несколькими периодами решетки. Мо­ нослои окружены полями упругих искаже­ ний кристаллической решетки матричного a-твердого раствора.

После образования ЗГП с увеличением длительности старения появляются частицы метастабильной у'(М1Ве)-фазы, решетка которой ориентирована относительно матрицы (а-фазы) в направлениях <100> и <110>. Метастабильная у'-фаза образуется непосредственно из ЗГП при температурах ниже 500 °С, либо из а-фазы при более высоких температурах. На ранней стадии старения дисперсные частицы у'-фазы когерентны по отношению к матрице. По мере развития процесса старения размеры выделе­ ний у'-фазы увеличиваются и после длительной выдержки, особенно выше температуры 500 °С, теряют когерентность с матрицей и превраща­ ются в стабильную у(>ПВе)-фазу. Фаза y(NiBe) может образовываться как из метастабильной у'-фазы, так и непосредственно из а-твердого раствора.

Таким образом, в сплаве системы Cu-Ni- Ве, содержащем 30 % Ni и 0,5% Be, наблюда­ ется следующая последовательность превра­ щений при распаде пересыщенного твердого a-твердого раствора:

400...500°С: а — ЗГП — y'(NiBe) — y(NiBe);

500...600°С: а — y'(NiBe) -> y(NiBe);

Рассмотренную последовательность фа­ зовых превращений объясняют кинетические кривые изотермического распада пересыщен­ ного твердого раствора, построенные с учетом структурных исследований и скорости зарож­ дения метастабильных и стабильных фаз при старении сплава с 30 % Ni и 0,5% Be (рис. 5.23). Эти кривые получены после закалки с 1050 °С в воду и старении при 400...600 °С.

Из рис. 5.23 следует, что начальная ста­ дия распада при температурах 400...500°С связана с формированием ЗГП (кривая 7), на которых при низких температурах термодина­ мически выгодно зарождаться частицам мета­ стабильной у'(>ПВе)-фазы. При более высоких температурах старения (выше 500 °С) стадия образования ЗГП отсутствует, и непосредст­ венно из a-твердого раствора зарождаются

Рис. 5 .2 3 . Диаграммы изотермического превращения в сплаве Си - 3 0 %Ni - 0 ,5 % Be:

/ - начало превращения ЗГП —►у '; 2 - завершение формирования частиц у' - фазы и начало их роста; 3 - достижение частицами у ' - фазы критических размеров и начало перехода у ' — * y(NiBe); 4 - ус­ ловное начало прерывистого распада - достижение его 1 0 %-го объема; 5 - завершение прерывистого распада [145]

частицы у'-фазы более крупных размеров, ко­ торые затем превращаются в стабильную у(>ПВе)-фазу.

Рассмотренные закономерности относят­ ся к гомогенному распаду, при котором про­ цесс происходит статистически равномерно по всему объему зерен а-раствора. В сплавах сис­ темы Cu-Ni-Be возможен негомогенный (пре­ рывистый или ячеистый) распад. Этот вид рас­ пада начинается у границ зерен, и его продук­ ты в виде ячеистых выделений растут в объеме зерен, снижая прочностные характеристики сплава. Ячейки представляют собой перлито­ образные колонии (напоминающие колонии перлита в углеродистых сталях), состоящие из пластин равновесной у-фазы, разделенных про­ слойками обедненного бериллием а-твердого раствора. Этот вид распада может происходить в широком диапазоне температур старения (кривые 4 и 5). Прерывистый распад начинает развиваться после того, как частицы у'-фазы, образующиеся в объеме зерен по гомогенному механизму, начинают превращаться в частицы у(МВе)-фазы. Этот процесс в сочетании с рос­ том ячеек прерывистого распада приводит к разупрочнению.

В соответствии со структурными измене­ ниями при старении изменяются и механиче-

Рис. 5.24. Влияние продолжительности старения при температурах 600 °С (/), 550 °С (2) и 500 °С (J) на твердость сплава Си - 30 % Ni - 0,5 % Be (145]

ские свойства сплавов системы Cu-Ni-Be. За­ кономерности изменения твердости при раз­ личных режимах старения сплава, содержаще­ го 30 % Ni и 0,5 % Be, показаны на рис. 5.24.

При температурах ниже 550 °С твердость изменяется в два этапа. Первое повышение твердости заканчивается периодом, в течение которого рост ее замедляется и только затем наблюдается дальнейший рост твердости до максимальных значений. Упрочнение на пер­ вом этапе связано с образованием ЗГП (зонное старение). С увеличением длительности изо­ термической выдержки происходит формиро­ вание частиц метастабильной у'(№Ве)-фазы на базе ЗГП. В этот период твердость практически не изменяется. Последующий рост частиц у'(МВе)-фазы вызывает дополнительное увели­ чение твердости сплава (фазовое старение). Укрупнение частиц у'-фазы происходит до определенных размеров, после чего начинается формирование частиц стабильной у(МВе)-фазы с кубической решеткой. На этом этапе твер­ дость достигает максимальных значений, по­ следующее ее снижение объясняется развитием процессов коагуляции и сферодизации частиц у-фазы.

Повышение твердости при высоких тем­ пературах старения (550...600°С) обусловлено выделением дисперсных частиц метастабиль­

ной y'(NiBe) фазы, зонная стадия старения в этом диапазоне температур отсутствует.

Сплавы систем Cu-Ni-Be применяются в США. Химический состав стандартного сплава марки С71700, применяемого в США, приве­ ден в табл. 5.31. Кроме никеля и бериллия, в этот сплав для улучшения технологических свойств и коррозионной стойкости введена небольшая добавка железа. При тех концен­ трациях, в которых железо имеется в сплаве С71700 (0,4. ..1,0 %), оно находится в твердом растворе и 'своих структурных составляющих не образует.

Из сплава С71700 производят деформи­ рованные полуфабрикаты: плиты, трубы. Для получения неразъемных соединений применя­ ется сварка и пайка мягкими и твердыми при­ поями. Сплав С71700 удовлетворительно обра­ батывается давлением в горячем и холодном состоянии, изделия из него хорошо полируются.

Свойства сплава С71700 и режимы обра­ ботки приведены в табл. 5.32. По коррозион­ ной стойкости он близок к сплаву марки С71500 - аналогу мельхиора МНЖМц30-1-1.

Для легирования сплавов системы Cu- Ni-Be используют алюминий и титан. Введение алюминия и титана в тройной сплав значитель­ но повышает степень упрочнения при диспер­ сионном твердении. Так, например, тройной сплав, содержащий 30 %Ni и 0,47 % Be, после закалки с 1050 °С, холодной деформации на 50 % и старения при 400 °С в течение 1 ч имел предел упругости 1060 МПа. Введение алюми­ ния повышает характеристики упругости: пре­ дел упругости сплава, дополнительно легиро­ ванного 2,4 % А1, после аналогичной обработ­ ки увеличивается до 1300 МПа.

Существенно, что с введением алюминия заметно повышается эффект упрочнения при старении, особенно при его содержании - 2 %. Твердость сплава после старения при 500 °С достигает 340HV, тогда как у сплава аналогич­ ного состава без алюминия на стадии макси­ мального упрочнения твердость не превышает 300 HV (рис. 5.25, 5.26).

5.32. Физические, механические, технологические свойства и режимы обработки сплава С71700 (Cu-Ni-Be)

Температура старения, °С

Рис. 5.25. Изменение твердости сплавов системы Cu-Ni-Be, дополнительно легированных алюминием и титаном, после закалки

с 1050 °С и старения при 300...800 °С:

/ - Си - 30 % Ni - 0,47 % Be;

2 - Си - 30 % Ni - 0,47 % Be - 1,4 % Ti;

3 - Си - 30 % Ni - 0,47 % Be - 2,4 % A1 [144]

Время старения, с

Рис. 5.26. Зависимость твердости HV сплавов Си - 30 % N i - 0,5 % Be с различным содержанием

алюминия от продолжительности старения при 500 °С:

1 - Cu-30%Ni-2%А1; 2- Си - 30 %Ni - 0,5 % Be;

3 - Си30 %Ni - 0,5 % Be - 1 % Al; 4 - Си30%Ni - 0,5%Be- 2 %Al [147]

Способность к более высокому упрочне­ нию сплавов, содержащих алюминий и титан, объясняется замедлением образования метастабильной у'(№Ве)-фазы при старении и по­ явлением дополнительных фаз-упрочнителей: в случае легирования сплавов системы Cu-Ni-Be

V,%

Рис. 5.27. Влияние концентрации алюминия в сплавах Си30 % Ni - 0,5 % BeА1 на объемную долю прерывистых выделений V, образующихся при 500 (а) и 600 °С (о). Цифры у кривых называют концентрацию алюминия

в сплавах |147]

алюминием - это 0[(М,Си)3А1]-фаза, а в случае легирования титаном дополнительное упроч­ нение связывают с появлением фазы Ni3Ti. Кроме того, эти элементы оказывают влияние на морфологию приграничных выделений при прерывистом распаде твердого раствора, а в ряде случаев полностью подавляют прерыви­ стый распад, что также положительно сказыва­ ется на свойствах.

Введение в сплав Си - 30 % Ni - 0,5 % Be дополнительно 0,6...2,0%А1 приводит к за­

медлению, а при 2 % А1 - к полному подавле­ нию прерывистого распада твердого раствора. Особенно эффективно алюминий замедляет развитие прерывистого распада при темпера­ туре 500 °С (рис. 5.27): введение небольшого количества алюминия (0,8 %) практически полностью подавляет развитие прерывистого распада в сплаве Cu-Ni-Be-Al. Чтобы полу­ чить аналогичный эффект при более высоких температурах (~~ 600 °С), необходимо повысить содержание алюминия до 2 % (рис. 5.27). Учи­ тывая, что алюминий сдвигает зону разупрочняющего старения сплавов системы Cu-Ni-Be в область более высоких температур (600 °С и более) и подавляет прерывистый распад, такие сплавы могут представлять интерес как мате­ риал для пружин, работающих при повышен­ ных температурах (550.. .600 °С).

Сплавы системы Cu-Ni-Sn. Легирова­ ние медно-никелевых сплавов оловом значи­ тельно повышает их прочностные свойства. Сплавы системы Cu-Ni-Sn относятся к дис- персионно-твердеющим, и после термической или термомеханической обработки они имеют высокие прочностные свойства и характери­ стики упругости при среднем уровне электро­ проводности. Об этом свидетельствуют меха­ нические свойства некоторых сплавов этой системы после термомеханической обработки, приведенные в табл. 5.33.

Из зарубежных сплавов данной системы следует отметить сплав, содержащий 9 % Ni и 6 % Sn. После закалки с температуры 825 °С, холодной пластической деформации с обжати­ ем 75...95 % и старения он имеет предел упру­ гости a0>oi = 1200 МПа и твердость 370 HV при

Рис. 5.28. Политермнческий разрез диаграммы состояния систем Cu-Ni-Sn при постоянном содержании никеля 9 % (130):

1 - сольвус выделения равновесной у-фазы; 2 - температура, ниже которой распад

а-раствора протекает по спинодальному механизму

высокой пластичности (у > 50 %) и коррозион­ ной стойкости. Преимущества этого сплава заключаются в том, что он по прочности пре­ восходит бериллиевую бронзу и характеризу­ ется хорошими технологическими свойствами: изделия легко формуются, хорошо сваривают­ ся и паяются [104].

В тройной системе Cu-Ni-Sn имеется не­ сколько промежуточных интерметаллидных фаз, содержащих олово, которые находятся в равновесии с a-твердым раствором: это упоря­ доченная фаза у состава (CuNi)3Sn с ГЦК ре­ шеткой с периодом а = 0,595 нм; 5-фаза состава (Ni75-xCux)Sn25 , имеющая орторомбическую решетку типа Cu3Ti с периодами а = 0,459 нм; с = 0,425 нм и отношением da = 0,8. Считается, что наибольший вклад в упрочнение при тер­ мической обработке вносит у[(СиМ)38п]-фаза и ее метастабильные модификации [172].

Эффект дисперсионного твердения при старении сплавов с никелем и оловом опреде­ ляется переменной растворимостью олова в медно-никелевом твердом растворе. Об этом свидетельствует политермический разрез тройной системы Cu-Ni-Sn для сплавов с по­

резко уменьшается при температурах ниже 600 °С (кривая 1 сольвуса равновесной у-фазы). Образование равновесной y[(CuNi)3Sn]^a3bi при старении обычно осуществляется через метастабильную стадию старения.

Т,°С

600

500

400

300

200

Время выдержки, с

Рис. 5.29. Диаграмма изотермического распада переохлажденного твердого раствора

всплаве Си- 9 % Ni - 6 % Sn [86]:

1- начало выделения из а-раствора пластинчатых частиц равновесной у-фазы в объеме зерен;

2 - начало формирования периодической структуры, состоящий из частиц метастабильной у'-фазы

Конкретный механизм распада пересы­ щенного оловом a-твердого раствора зависит от химического состава сплава и температур­ но-временных условий старения. Для сплава, содержащего 9 % Ni и 6 % Sn, диаграмма изо­ термического распада переохлажденного твер­ дого раствора приведена на рис. 5.29). Для построения данной диаграммы образцы зака­ ливали от температуры 800 °С до нормальной с последующим изотермическим старением при 250...680°С. С-кривые У и 2 на диаграмме изотермического распада твердого раствора соответствуют времени, за которое электросо­ противление снижается на 5 % относительно закаленного состояния. Изменение фазового состава сплава при этом контролировали с по­ мощью рентгеноструктурного анализа.

Из рис. 5.29 следует, что кинетика распа­ да твердого раствора характеризуется двумя минимумами устойчивости, один из которых отвечает температуре 550...570 °С (кривая /), а второй - 350...400 °С (кривая 2). Распад в низ­ котемпературной области протекает быстрее, чем в высокотемпературной. Распад при тем­ пературах выше 500 °С (высокотемпературное старение) сопровождается выделением в объе­ ме зерен пластинчатых частиц равновесной у-фазы, расположенных на значительном рас­ стоянии друг от друга, т.е. распад твердого раствора осуществляется без образования про­ межуточных метастабильных фаз.

Низкотемпературный распад в сплаве с 9% Ni и 6% Sn протекает по спинодальному механизму с образованием на начальной ста­ дии чередующихся областей с высокой и низ­ кой концентрацией олова в а - твердом раство­ ре. Спинодальный механизм распада способст­ вует формированию периодической модулиро­ ванной структуры в этом сплаве с очень высо­ ким уровнем прочностных свойств.

Распад осуществляется гомогенно в объ­ еме зерен. На первом этапе происходит рас­ слоение твердого раствора на чередующиеся области с повышенной и пониженной концен­ трацией никеля и олова. Затем в объемах твер­ дого раствора, обогащенных оловом, образу­ ются частицы метастабильной у'-фазы. Форми­ рование периодически расположенных частиц у'-фазы (модулированной структуры) приводит к наиболее значительному увеличению проч­ ности сплава. Максимальную прочность сплав приобретает на стадии старения, когда период модуляции составляет 4... 10 нм [137].

Таким образом, в сплаве с 9 % Ni и 6 % Sn распад твердого раствора при старении при температурах 300...400°С можно представить в виде схемы: а —* у' —> у. Причем частицы у'-фазы могут иметь две модификации и фор­ мируют в этих условиях модулированную структуру. На более поздней стадии превраще­ ния распад приобретает прерывистый характер

и осуществляется неравномерно в объеме зерен

а- твердого раствора. Такой характер распада приводит к понижению прочностных свойств.

При температурах выше 400 °С из а-раствора, минуя метастабильную стадию, выделяется равновесная у-фаза. Электронно­ микроскопические исследования показали, что морфология частиц у-фазы в объеме зерен и на границах различна: на границах она имеет форму округлых частиц, в объеме зерен - стержневидную форму с образованием струк­ туры типа видманштеттовой [137].

По такому же механизму с образованием модулированной структуры осуществляется распад твердого раствора при низкотемпера­ турном старении и в сплаве с 9 %Ni и 5 % Sn. Однако в сплаве с более высоким содержанием олова (6 %) при 400 °С сначала выделяется метастабильная у'-фаза с другой кристалличе­ ской структурой, имеющей упрорядоченную по типу Cu3Au (Ы 2) структуру с ГЦК решеткой и периодом а = 0,434 нм. Так что в сплаве с

9 % Ni и 6 % Sn при температуре 400 °С распад твердого раствора соответствует схеме: а —► —►у'(ГЦК) —►у' —* у. Фаза у' имеет состав (CujrNij.^Sn и также упорядочена [125, 137].

В сплавах разреза C u - 9 % N i- Sn нача­ ло спинодального распада с образованием мо­ дулированной структуры охватывает составы, содержащие олова более 2 % (см. рис. 5.29, кривая 2). В сплаве с 9 %Ni и 2 % Sn модули­ рованная структура не образуется. В этом сплаве в процессе распада при 400 °С выделе­ ние частиц метастабильной у'-фазы происходит

вобъеме зерен гетерогенно, преимущественно на дислокациях и границах субзерен, без обра­ зования преимущественных ориентировок. Это подтверждается и характером изменения проч­ ности в течение старения, которая начинает монотонно увеличиваться после некоторого инкубационного периода. В сплаве, содержа­ щем 5 % Sn, происходит ускоренное повыше­ ние прочностных свойств с первых же секунд изотермической выдержки (практически без инкубационного периода), обусловленное спинодальным распадом.

Всплаве с высоким содержанием олова (9 %Ni и 5 % Sn) спинодальный распад с обра­ зованием дисперсных частиц, образующих модулированную структуру, наблюдается уже

втечение закалочного охлаждения, в то время

как в сплаве с низким содержанием олова (9 % Ni и 2 % Sn) в течение закалочного охла­ ждения признаки распада не обнаруживаются. Следовательно, повышение концентрации оло­ ва до 5 % в рассматриваемых сплавах приводит к снижению устойчивости переохлажденного твердого раствора: распад протекает даже при резком охлаждении (в воде).

Пластическая деформация сплавов сис­ темы Cu-Ni-Sn перед старением (НТМО), су­ щественно ускоряет процесс низкотемператур­ ного распада и увеличивает эффект упрочне­ ния. Наиболее значительно ускоряется распад под воздействием предшествующей старению деформации в сплавах с низким содержанием олова. Использование технологической схемы, включающей закалку, холодную деформацию и старение, позволяет получить у сплава, со­ держащего 9 % Ni и 2 % Sn, высокий уровень механических свойств.

Сильное влияние пластической деформа­ ции перед старением на свойства сплавов сис­ темы Cu-Ni-Sn связано с тем, что структурные изменения, происходящие в течение старения

Марка

С72500*

С72650

С72700

С72800

С72900

С7295

Ni

8,5... 10,5

8,5...9,5

9,5...10,5

14,5...15,5

20,0...22,0

Sn Fe

1,8...2,8 0,6

4,5...5,0 0,10

5,5...6,5 0,50

7,5... 8,5 0,50

7,5...8,5 0,50

4,5...5,7 0,6

Mn

0,2

0,1

0,30

0,60

Другие элементы, в пределах или не более

0,05Pb; 0,5Zn; 0,01А1

0,01РЬ; 0,lZn

0,02Pb; 0,5Zn; 0,1ONb; 0,15Mg

0,05Pb; 0,10A1; 0,001B; 0,001Bi; 0,10...0,30Nb; 0,005Mg; 0,01Ti; 0,005P; 0,025S; 0,02Sb; 0,05Si; lZn

0,02Pb; 0,50Zn; 0,10Nb; 0,15Mg

0,05Pb

предварительно деформированных сплавов, усложняются вследствие взаимного влияния процессов распада твердого раствора и рекри­ сталлизации матрицы. Причем оба эти процес­ са могут развиваться одновременно и последо­ вательно. Они могут существенно изменить кинетику старения и развитие спинодального распада. Конечный результат этого влияния зависит от химического состава сплава и ре­ жимов НТМО. Поэтому влияние режимов НТМО на структуру и свойства сплавов систе­ мы Cu-Ni-Sn должно рассматриваться отдель­ но для каждого сплава.

Существуют общие закономерности из­ менения структуры и свойств сплавов системы Cu-Ni-Sn при применении НТМО. Деформа­ ция, проводимая перед старением, увеличивает количество дефектов тонкой структуры (по­ вышает плотность дислокаций, увеличивает количество вакансий и дислоцированных ато­ мов, уменьшает размеры субзерен), ускоряет процесс высокотемпературного распада и спо­ собствует выделению более мелких частиц у-фазы, плотность распределения которых вы­ ше, чем в сплавах, не деформированных перед старением. Эти частицы эффективно препятст­ вуют протеканию рекристаллизации и способ­ ствуют повышению температуры ее начала. Так, например, температура начала рекристал­ лизации сплава 9 % Ni и 6 % Sn повышается до

500 °С, так что при низкотемпературном ста­ рении этого сплава распад твердого раствора осуществляется в нерекристаллизованной мат­ рице. Все это способствует повышению проч­ ностных свойств и характеристик упругости.

Благодаря сочетанию высоких механиче­ ских свойств и коррозионной стойкости, за рубежом применяются тройные сплавы системы Cu-Ni-Sn. В стандартах ASTM США имеется несколько сплавов этой системы (табл. 5.34). Они отличаются суммарным содержанием ни­ келя и олова и соотношением этих компонен­ тов. Наиболее широкое применение в промыш­ ленности США нашел сплав марки С72500 (9 %Ni и 2 % Sn). Из сплава С72500 произво­ дят деформированные полуфабрикаты: плиты, листы, ленты, прутки, трубы и проволоку, применяемые при изготовлении электрических

контактов, пружин, реле, сильфонов и т.д. Сплав С72500 - коррозионно-стоек и не

тускнеет в различных средах, в том числе в мор ской воде и при контакте с синтетически

стоянии, отличается хорошей свари ваем о^^ паяется мягкими и твердыми припоямиП04].

из сплава С72500 хорошо полир^К^ ноЛогиче- Физические, механические,^^ сплава

ские свойства и режимы о6Ра С72500 приведены в табл. 5.35.

S.35. Физические, механические, технологические свойства и режимы

обработки сплава марки С72500 (США)

Сплавы системы Cu-Ni-Mn. Особый ин­ терес представляют сплавы системы Cu-Ni-Mn с высоким содержанием никеля и марганца и с соотношением этих компонентов 1/1: 20 %Ni и 20 % Мп или 30 %Ni и 30 % Мп. Они удовле­ творительно поддаются обработке давлением в горячем и холодном состояниях, что позволяет получать детали сложной формы. Сплавы имеют повышенную жаропрочность и корро­ зионную стойкость.

Отличительной особенностью этих спла­ вов является то, что они обладают высоким эффектом дисперсионного твердения и могут упрочняться путем закалки и старения [146, 163]. Концентрационная область термически упрочняемых сплавов системы Cu-Ni-Mn близка к лучевому сечению Cu-6 (MnNi) трой­ ной диаграммы состояния (рис. 5.30). Проч­ ность и твердость сплавов вдоль этого сечения повышается с увеличением концентрации ни­ келя и марганца. Так, например, после закалки, холодной деформации и старения на макси­ мальную твердость сплавов, содержащих 20 % Ni; 20 % Мп и 30 % Ni; 30 % Мп, состав­ ляет соответственно 470 HV и 580 HV. После термической обработки с промежуточной де­ формацией между закалкой и старением (НТМО) временное сопротивление сплава с 22%Ni и 22%Мп достигает 1550 МПа, т.е. повышается до уровня сталей.

Сплавы системы Cu-Ni-Mn по жаро­ прочности превосходят бериллиевые бронзы.

Способность сплавов с высоким содер­ жанием никеля и марганца к дисперсионному твердению объясняется особенностью строе­ ния диаграмм состояния тройной системы Си-

Рис. 530. Изотермический разрез диаграммы состояния системы Cu-Ni-Mn при 450 °С [18]

Ni-Mn. При высоких температурах (выше 910 °С) медь, марганец и никель в соответст­ вии со строением диаграммы состояния двой­ ных систем Cu-Ni, Cu-Mn и Ni-Mn образуют непрерывный ряд твердых растворов с гране­ центрированной кубической решеткой почти во всем интервале концентраций трехкомпо­ нентных сплавов. Область твердого раствора меди, никеля и MnYс ГЦК решеткой прерыва­ ется лишь вблизи марганцевого угла диаграм­ мы состояния системы Cu-Ni-Mn и отделена от нее узкой двухфазной областью, так как другая высокотемпературная модификация марганца - Мпр имеет гранецентрированную тетрагональную решетку.

При более низких температурах (ниже 910 °С) ситуация с растворимостью никеля и марганца в меди резко меняется: эти компо­ ненты имеют ограниченную уменьшающуюся с температурой растворимость в меди, и твер­ дый раствор а с ГЦК решеткой с понижением температуры распадается с образованием фазы 0 (MnNi), представляющей собой упорядочен­ ный твердый раствор с гранецентрированной

чем, двухфазный объем а + 0(MnNi) диаграм­ мы состояния системы Cu-Ni-Mn с понижени­ ем температуры расширяется. Именно на пере­ менной растворимости никеля и марганца в меди и основана возможность применения упрочняющей термической обработки к спла­ вам системы Cu-Ni-Mn с высоким содержани­ ем этих компонентов.

Следует отметить, что минимальную со­ вместимую растворимость в меди никель и марганец имеют в сплавах, находящихся на лучевом разрезе Cu-0(MnNi) тройной систе­ мы Cu-Ni-Mn, при соотношении Ni:Mn= 1:1. Согласно изотермическому разрезу диаграммы состояния, представленному на рис. 5.30, при температуре 450 °С она меньше 10 % для каж­ дого компонента. Поэтому сплавы с соотноше­ нием Ni:Mn =1:1 имеют максимальный эффект упрочнения при термической обработке, так как в сплавах, находящихся на разрезе Cu-0(MnNi) тройной системы Cu-Ni-Mn, выделяется при распаде a-твердого раствора максимальное количество фазы-упрочнителя (0-фазы).

Схема фазовых превращений, сопровож­ дающихся распадом твердого раствора в спла­ вах, содержащих 20 %Ni; 20 % Мп и 30 %Ni; 30 % Мп, примерно одинакова. При закалке

102 103 104 105 106 107

Время выдержки, с

Рис. 531. Изменение объема V,занимаемого

прерывистым распадом с образованием структуры

а+ 0 в сплаве Си20 % Ni - 20 % Мп после закалки с900°С в воду и изотермических выдержек при температурах 250; 300;

350; 400; 450 °С [163]

сплавов фиксируется неупорядоченный a-твердый раствор, имеющий ГЦК решетку, пересыщенный никелем и марганцем. Распад пересыщенного твердого раствора в сплавах системы Cu-Ni-Mn подобен распаду твердого раствора в других стареющих сплавах: в ин­ тервале температур старения (250..'.450 °С) из а-раствора выделяются дисперсные частицы фазы-упрочнителя, которой является 0-фаза - упорядоченный твердый раствор на основе соединения MnNi. Промежуточных метастабильных фаз при распаде твердого раствора в системе Cu-Ni-Mn не обнаружено.

В интервале температур 250...350 °С па­ раллельно с непрерывным распадом наблюда­ ется появление приграничных выделений, ко­ торые, разрастаясь, занимают весь объем зерен (прерывистый распад). Кинетика пригранич­ ных прерывистых выделений 0(Мп№)-фазы в сплаве с 20%Ni и 20%Мп представлена на рис. 5.31. Из рис. 5.31 видно, что с повышени­ ем температуры до 400 °С интенсивность роста прерывистых выделений резко уменьшается, и максимальный объем, занимаемый прерыви­ стым распадом в сплаве, не превышает 30%. С повышением температуры до 450 °С характер распада существенно изменяется: выделения по границам зерен отсутствуют и превращение развивается только в объеме зерен. При этом формируется модулированная структура, со­ стоящая из стержневидных частиц 0(MnNi)- фазы, которые имеют длину ~ 5нм [118, 146].

Обработка на твердый раствор (закалка) рассматриваемых сплавов не требует высокой температуры, так как с повышением температуры

Рис. 5.32. Влияние температуры нагрева под закалку и пластической деформации после закалки с 800 °С (д) и 600 °С (6) на устойчивость переохлажденного твердого раствора в сплаве

Си - 20 % Ni -20 % Мп при 550...250 °С:

1 - 3 - начало изменения аш,4 - 6 - окончание измене­ ния о,; 1,4- закалка с 600 °С и деформация на 90 %; 2,5- закалка с 600 °С; 3,6- закалка с 800 °С [164]

двухфазный объем a + 0(MnNi) (см. рис. 5.30) тройной системы Cu-Ni-Mn сужается и при 600 °С исчезает, т.е. достигается практически полное растворение никеля и марганца в меди. Такая низкая температура нагрева под закалку позволяет получить в сплаве 20 % Ni и 20 % Мп мелкозернистую структуру - средний диаметр зерна не превышает 15 мкм. После закалки от 800 °С диаметр зерна увеличивается до 85 мкм. Так как кинетика распада при тем­ пературах ниже 400 °С в основном определяет­ ся интенсивностью развития приграничных выделений 0-фазы, возможно замедление рас­ пада в сплавах, закаленных от более высоких температур.

Об этом свидетельствуют диаграммы изотермического распада твердого раствора (С-кривые) в сплаве с 20%Ni и 20%Мп, по­ строенные по данным изменения временного сопротивления при изотермических выдержках (рис. 5.32). Нагрев под закалку до 800 °С обес­ печивает высокую устойчивость а-раствора (С-кривые смещены вправо - в сторону более продолжительных выдержек), что позволяет проводить охлаждение до комнатной темпера­ туры с низкой скоростью. Нагрев под закалку

до 600 °С приводит к снижению устойчивости твердого раствора (С-кривые смещены влево). Однако и в этом случае интенсивность распада невысока - критическая скорость охлаждения составляет примерно 4 °С/мин. Следовательно, при проведении упрочняющей термической обработки сплавов системы Cu-Ni-Mn закалка в воду не является обязательной, достаточно охлаждения на воздухе или даже с печью.

Обработка на твердый раствор при 600 °С приводит к получению более мелкого зерна по сравнению с обработкой при 800 °С и, как следствие, к более высокому упрочнению после старения по одинаковому режиму (табл. 5.36). На рис. 5.33 представлены кинети­ ческие кривые старения, построенные по изме­ нению твердости (HV) закаленных с 650 °С полос из сплава с 20 % Ni и 20 % Мп, которые иллюстрируют возможность упрочнения этого сплава после старения по различным режимам. Видно, что сплав при температурах старения 350...450°С значительно упрочняется и твер­ дость его повышается с ПО... 115 HV и дости­ гает 460...480 HV. При 500°С упрочнения сплава не наблюдается, так как температура старения слишком высока, и распад твердого раствора завершается практически полным обратным растворением 0-фазы в а-растворе.

Для повышения прочностных свойств и характеристик упругости к сплавам системы Cu-Ni-Mn весьма эффективно применение различных режимов НТМО, которые включают использование холодной пластической дефор­ мации полуфабрикатов между операциями закалки и старения. Деформация закаленного сплава, содержащего 20%Ni и 20%Мп, вы­ зывает значительное ускорение распада твер­ дого раствора во время старения. Это влияние иллюстрирует смещение С-кривой начальной стадии упрочнения в сторону более коротких выдержек (рис. 5.32). Стимулирующая роль промежуточной деформации заключается в повышении плотности дислокаций, полос скольжения, т.е. проявляется в увеличении мест потенциального зарождения частиц 0-фазы. С увеличением количества дефектов тонкой структуры и повышением плотности выделе­ ния частиц 0-фазы связано дополнительное упрочнение сплава после НТМО.

Температура нагрева под закалку (600 или 800 °С) практически не влияет на механи­ ческие свойства сплава при введении промежу­ точной деформации.