Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки

водит к образованию новых упрочняющих фаз при старении. Однако цирконий существенно изменяет дисперсность частиц выделяющейся при старении хромовой фазы. Особенно велико различие в размерах частиц после закалки с 950 °С и последующего часового высокотем­ пературного старения при 650 и 750 °С: для двойного сплава средний размер частиц хрома составляет 57 и 342 нм, а для тройного - 35 и 217 нм соответственно [53]. Меньший размер выделившихся частиц в тройном сплаве обу­ словлен тем, что цирконий, находящийся в твердом растворе, замедляет диффузию атомов хрома через медную матрицу, с которой связа­ но зарождение и рост частиц второй фазы.

Высокая дисперсность частиц упроч­ няющей фазы и наличие циркония в твердом растворе благоприятно влияет на прочностные свойства и уровень жаропрочности хромовых бронз с небольшими добавками циркония. По­ этому в сплавах второго поколения наметилась тенденция к снижению содержания циркония до 0,1...0,15 % (см. табл. 6.39) по сравнению со сплавами первого поколения: Мц5 (0,4 % Сг; 0,3 % Zr; ост.Си), Мц5А (0,3 % Сг; 0,25 % Zr; ост.Си) [26] и др. Сплавы с небольшим содер­ жанием циркония представляют особый инте­ рес, так как по свойствам они превосходят бронзы с более высоким содержанием цирко­

ния и их применение является более эффектив­ ным. Так, например, хромоциркониевая бронза БрХЦр, содержащая 0,04 % Zr, по прочност­ ным свойствам и температуре разупрочнения при нагреве превосходит более высоколегиро­ ванные сплавы БрХ и Мц5А (рис. 6.49).

В хромовых бронзах при больших кон­ центрациях циркония (0,5 % и более) механизм распада твердого раствора иной. Так, в сплаве Си - 0,50 % Сг - 0,54 % Zr при температуре старения 500 °С и выше наблюдаются выделе­ ния двух упрочняющих фаз: частиц хрома и соединения Cu5Zr [166]. Причем морфология выделений этих частиц аналогична их морфо­ логии в сплавах соответствующих двойных систем, но дисперсность и плотность этих вы­ делений в тройном сплаве существенно выше, чем в сплавах двойных систем Cu-Cr и Cu-Zr.

Кинетика распада пересыщенного твер­ дого раствора в изотермических условиях в сплавах системы Cu-Cr-Zr с высоким содер­ жанием циркония зависит от предварительной обработки сплава. С-кривые для тройной брон­ зы, содержащей 0,5 % Сг и 0,54 % Zr (рис. 6.50), построенные для следующих режимов обра­ ботки: закалка с 950 °С в воду и последующая изотермическая обработка (первый режим) и закалка с 950 °С в воду, холодная деформация на 83 % и последующая изотермическая обра-

ботка (второй режим), показывают, что при обработке по первому режиму сначала гомо­ генно выделяются частицы хрома (кривая У).

Затем также по гомогенному механизму происходит выделение частиц фазы Cu5Zr (кривая 2). Минимум устойчивости твердого раствора соответствует температуре 520 °С (рис. 6.50, а). Только изотермическая обработка при температуре выше 700 °С приводит к гете­ рогенному выделению частиц хрома (кривая 3). Минимум устойчивости твердого раствора при таком выделении частиц хрома соответствует 810 °С.

Пластическая деформация (второй режим обработки) резко понижает устойчивость пере­ охлажденного твердого раствора в районе тем­ ператур 380...400 °С (рис. 6.50, б). Деформация

Си б >

Рнс. 6.51. Зависимость временного сопротивления

сплавов системы Си—Cr-Zr от содержания хрома

ициркония (при суммарном содержании легирующих элементов 0,4 %) (а) и изотермический разрез диаграммы состояния системы Cu-Cr-Zr (6) [53,83|. Обработка сплавов

по режимам:

/- закалка с 900°С; 2 - закалка с 900° +

+деформация 75 % + старение

при 475 °С в течение 1ч

после закалки увеличивает скорость выделения фазы Cu5Zr. Частицы этой фазы образуются раньше (кривая 4), чем частицы хромовой фазы (кривая 5), и гетерогенно на дислокациях.

Следующая стадия распада твердого рас­ твора в тройном сплаве связана с гомогенным выделением частиц хрома. Эта стадия распада соответствует выделению хрома в двойной хромовой бронзе. Поэтому и температура ми­ нимальной устойчивости твердого раствора 500 °С соответствует температуре деформиро­ ванного после закалки двойного сплава Cu-Cr.

Холодная пластическая деформация меж­ ду закалкой и старением (ТМО) приводит к существенному упрочнению сплавов. Об этом свидетельствуют сравнительные испытания двойной хромовой бронзы и тройного сплава Cu-Cr-Zr (см. рис. 6.39).

На рис. 6.51, а приведена зависимость временного сопротивления от состава сплавов, лежащих на разрезе тройной системы Cu-Cr-Zr, паралельном стороне Cr-Zr, с одинаковым суммарном содержанием легирующих компо­ нентов (0,4 %). Эти данные показывают, что существенно повысить прочность и жаропроч­ ность хромовой бронзы позволяет введение в

состав небольших количеств циркония.

Из изотермического разреза Cu-Cr-Zr, приведенного на рис. 6.51, 6, следует, что при увеличении содержания хрома в сплавах этого разреза происходит замена фазы-упрочнителя Cu5Zr (в сплавах, прилегающих к двойной сис­ теме Cu-Zr) на хром (в сплавах вблизи системы Cu-Cr). Причем целая группа тройных сплавов разреза имеет две упрочняющие фазы - хром и Cu5Zr.

Известно, что при старении частицы хро­ ма значительно сильнее упрочняют и повыша­ ют уровень жаропрочности медных сплавов, чем выделения фазы Cu5Zr. Здесь в полной мере проявляется один из основных принципов легирования жаропрочных проводниковых медных сплавов: для повышения уровня жаро­ прочности и прочностных свойств в состав сплава должна быть введена тугоплавкая и жаропрочная фаза (хром), не содержащая ато­ мов металла-растворителя; фаза, в составе ко­ торой имеются атомы меди (Cu5Zr), для этой цели менее пригодна.

Поэтому при переходе на разрезе, пред­ ставленном на рис. 6.51, б, от сплавов системы Cu-Zr к сплавам системы Cu-Cr прочность и жаропрочность должны повышаться. Однако правило аддитивности при изменении состава

сплавов на разрезе не выполняется: на кривых изменения временного сопротивления после старения и ТМО имеет место явно выражен­ ный максимум. Наибольшую прочность имеют сплавы, содержащие около 0,1 % Zr, что соот­ ветствует составу промышленного сплаву БрХЦр (см. табл. 6.39). Причиной увеличения прочности при добавлении к двойному сплаву Си - 0,3 % Сг небольших количеств циркония (до 0,1 %) служит, как уже отмечалось, диспер­ гирование упрочняющих частиц хрома (при одинаковых температурно-временных режимах старения). Поскольку при этом увеличивается количество частиц упрочняющей фазы в еди­ нице объема матрицы и, следовательно, уменьшается расстояние между ними, сплав должен упрочняться. Поэтому тройные сплавы Cu-Cr-Zr, в которых цирконий находится в твердом растворе, упрочняется значительно сильнее, чем двойные хромовые бронзы.

Хромоциркониевая бронза БрХЦр широко применяется в промышленности (см. табл. 6.39). Данные рис. 6.52 и табл. 6.42, 6.43 показывают, что она по механическим свойствам, темпера­ туре разупрочнения при нагревах, жаропроч­ ности существенно превосходит двойную хро­ мовую бронзу БрХ. При этом электро- и тепло­ проводность двойного и тройного сплавов практически одинаковая (см. табл. 6.41) Введе­ ние в двойные сплавы Cu-Cr малой добавки циркония приводит не только к повышению

Рис. 6.52. Влияние температуры испытания на прочность и пластичность сплава БрХ (/) и БрХЦр (2) после закалки, холодной деформации 50 % и старения при

475 °С в течение 4 ч [831

прочностных свойств, но и значительному улучшению пластичности при повышенных температурах: бронза БрХЦр в отличие от двойных сплавов БрХ и БрХ0,8 не имеет про­ вала пластичности в интервале температур 400...650 °С.

Физические и механические свойства при нормальной и высоких температурах хромо­ циркониевой бронзы БрХЦр приведены в табл. 6.41, 6.42, а технологические свойства и режимы обработки - в табл. 6.45.

приготовлении лигатур в условиях сильного перегрева и при контакте расплава с графитом возможно загрязнение металла твердыми кар­ бидными включениями.

Сведения о типе диаграммы состояния Cu-Nb имеют противоречия. Одни исследова­ тели находят в системе при 1095 °С нонвариантное равновесие перитектического типа (рис. 6.55, а) и расслоение в жидком состоянии с монотектическим равновесием L\ + L2 Д (Nb) при температуре 1675±5 °С [21, 100]. Другие авторы считают, что в системах Cu-Nb имеет место при температуре 1080 °С эвтектическое равновесие (рис. 6.56, б) и не подтверждают существование области расслаивания жидкой фазы [73, 142].

Несмотря на имеющиеся противоречия относительно типа нонвариантного равновесия в системе Cu-Nb, температура этого равнове­ сия настолько высока (см. рис. 6.55), что по­ зволяет считать ниобий перспективным эле­ ментом для создания жаропрочных медных сплавов высокой электро- и теплопроводности.

Имеются различные данные и о предель­ ной растворимости ниобия в меди в твердом состоянии. Для варианта диаграммы состояния с эвтектическим равновесием она составляет 0,12 % при температуре 1080 °С. В этом случае нет оснований считать, что богатые медью сплавы системы Cu-Nb могут упрочняться за счет дисперсионного твердения при старении. Для варианта диаграммы состояния с перитектическим равновесием предельная раствори­ мость ниобия в меди при 1095 °С дается рав­ ной 0,28 % (см. рис. 6.55) [21].

Исследование влияния содержания ниобия (до 1,5 %) на механические свойства, жаропроч­ ность и электропроводность меди показало, что

свойства сплавов системы Cu-Nb не зависят от режимов термической обработки [51]. Сплавы практически не упрочняются после закалки в результате старения. Твердость и прочность сплава C u-0,5 %Nb в 1,5...2 раза ниже, чем у двойной хромовой бронзы. К достоинствам сплавов системы Cu-Nb следует отнести высо­ кую электропроводность и пластичность. До­ бавка 0,58 % Nb повышает температуру разу­ прочнения меди более чем на 300 °С при со­ хранении высокой электропроводности [51].

Диаграмма состояния системы Cu-V при­ ведена на рис. 6.56. Система Cu-V, как и сис­ тема Cu-Nb, характеризуется отсутствием со­

единений и широкой областью несмешиваемо­ сти в жидком состоянии, которая простирается от 4,4 до 78 % V при температуре монотектического равновесия 1530 °С. При температуре 1085 °С в системе Cu-V осуществляется перитектическое равновесие L + (V) Д а. Основные различия в трактовке диаграммы состояния системы Cu-V связаны с температурами трех­

фазных равновесий и предельной растворимо­ стью ванадия в меди в твердом состоянии. В работе [123] отмечается, что перитектическое равновесие осуществляется при температуре 1120°С, и максимальная растворимость вана­ дия в меди при этой температуре составляет 0,62%. Однако в работе [129] получены значи­ тельно меньшие значения растворимости вана­ дия в меди:

Содержание меди и ванадия в твердой и жидкой фазах приведены в табл. 6.47 [123]. Эти данные свидетельствуют о том, что вана­ дий резко повышает температуру ликвидуса в системе Cu-V. Высокая температура ликвидуса требует значительного перегрева при введении ванадия в расплавленную медь. Даже при вве­ дении в сплав 5 % V (лигатура Cu-V) расплав­ ленную медь необходимо перегревать выше температуры 1300°С (см. табл. 6.47).

В промышленности применяется хромо­

этого сплава является диаграмма состояния системы Cu-Cr-Nb, два изотермических разре­ за которой при 600 и 1000 °С представлены на рис. 6.57 [56].

Из диаграммы состояния следует, что в равновесии с a-твердым раствором хрома и ниобия в меди в зависимости от состава спла­ вов могут находиться Сг, Nb или интерметаллидная фаза NbCr2. Совместная растворимость хрома и ниобия в меди в тройной системе Cu-Cr-Nb заметно ниже их растворимости в соответствующих двойных системах Cu-Сг и Cu-Nb. Растворимость этих элементов в меди с

понижением температуры с 1000 до 600 °С уменьшается, и однофазная область а - твердо­ го раствора сужается.

В системе Cu-CrTNb имеется квазибинарный разрез Cu-NbCr2 с эвтектическим рав­ новесием L А а + NbCr2 при температуре 1070 °С (рис. 6.58). Содержание компонентов в бронзе БрХНб (0,3...0,5 % Сг; 0,1...0,4 % Nb; ост. Си) практически точно отвечает его со­ держанию на квазибинарном разрезе Cu-NbCr2, что находится в соответствии с принципами легирования жаропрочных медных сплавов, так как именно у сплавов таких разрезов на­ блюдается наиболее удачное сочетание проч­ ностных свойств и электропроводности [26].

Из сплава БрХНб изготовляют проволоку для токоведущих проводников. Для получения требуемых свойств (ав = 400...420МПа, элек­ тропроводность не менее 54 МСм/м, т.е. 93 % от электропроводности меди) применяют сле­ дующий режим термомеханической обработки: нагрев и выдержка при 1000 °С в течение 1 ч, закалка в воду, холодная деформация (волоче­ ние) с суммарной степенью обжатия 60%, ста­ рение по режиму 475 °С в течение 4,5 ч [53]. Главное достоинство этого сплава - высокая

электро- и теплопроводность в широком диа­ пазоне температур (см. табл. 6.41), по прочно­ стным свойствам он уступает двойной хромо­ вой бронзе БрХ.

Сплав БрХВЦр (0,35...0,7 % Сг; 0,15...

0,30 % Zr; 0,15...0,4 % V; ост. Си) - хромоцир­ кониевая бронза с добавкой ванадия - относит­ ся к дисперсионно-твердеющим материалам [50, 53]. Оптимальное сочетание свойств полу­ чают после следующей обработки: нагрев и выдержка при 930...950 °С в течение 1... 1,5 ч, закалка в воду, холодная деформация на 40...60 % и старение при 450...475 °С в тече­ ние 4 ч.

Сплав имеет высокую тепло- и электро­ проводность, отличается высокой пластично­ стью и вязкостью в широком диапазоне темпе­ ратур.

Основные физические и механические свойства сплава БрХВЦр при нормальной и высоких температурах представлены в табл. 6.41,6.42, 6.48.

Следует отметить высокую температуру начала разупрочнения сплава БрХВЦр (550...

600 °С), которую можно определить по графику изменения механических свойств в зависимости от температуры часового отжига (рис. 6.59).

Сплав предназначен для применения в качестве материала прессформ литья под дав­ лением и штампов для изготовления фасонных стальных деталей методом кристаллизации под давлением [53].

Сплав БрХВЦр имеет хорошую техноло­ гичность при операциях обработки давлением (горячая и холодная прокатка, ковка, штампов­ ка, волочение). К отрицательным свойствам сплава следует отнести необходимость вы-

Рис. 6.58. Политермический разрез Cu-NbCr2 системы Cu-Cr-Nb |53|

плавки в индукционных вакуумных печах с обязательным применением лигатуры медьванадий. Использование лигатуры связано со сложностью введения ванадия в расплавлен­ ную медь из-за высокой температуры ликвиду­ са в сплавах системы Cu-V (рис 6.56 и табл. 6.47). При изготовлении лигатуры Cu-V необходимы высокая температура расплава и длительная выдержка при этой температуре. Трудности введения тугоплавкого ванадия и высокая температура литья (~ 1350 °С) делают этот сплав менее технологичным по сравнению с другими хромоциркониевыми бронзами.

Основные виды полуфабрикатов и изде­ лий из хромовых бронз приведены в табл. 6.49.

у, кг/м3 о-106, JC1 р, мкОм м

ср, Дж/(кг-К)

X, Вт/(м К): а', К '1 (0, в % от меди

Е, ГПа

6.48. Физические, механические, технологические свойства и режимы обработки бронзы БрХВЦр [50, 53]

Физические свойства

8830

16,8

0,02

394

368

0,003

86

130

Механические свойства