Колбасников Н.Г. - Физические основы прочности и пластичности металлов (2004)

NiAl. В реальном неравновесном состоянии сплава можно ожидать присутствия всех трех интерметаллидов при различных температурах, причем их соотношение должно, очевидно, зависеть от истории обработки металла.

По данным расчетных диаграмм состояния определен фазовый состав бронзы, представленный в табл. 9.1. В табл. 9.2 приведен фазовый состав бронзы в молярных процентах. Результаты рентгеновского и металлографического анализа качественно подтверждают фазовый состав, определенный по диаграммам состояния.

Рентгеноструктурный фазовый анализ сплава выполнен на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3. В качестве банка данных использовали картотеку, принятую американским комитетом стандартизации порошковых дифракционных данных JCPDS. Исследовали образцы бронзы в литом состоянии при толщине 16 мм, а также после горячей прокатки при температуре 600÷640 °С при толщине 1 мм.

Т а б л и ц а 9.2

Фазовый состав бронзы (мас. %) при содержании алюминия 14 % и никеля 4 %

	Т, °С			NiAl3		Ni2Al3		NiAl		Cu9Al4		α-Cu			β-Cu
20			9,6		-		-		27,4		63			-
130			9,6		-		-		20,4		70			-
131			-		6,8		-		51,2		42			-
360			-		6,8		-		42,2		51			-
361			-		-		5,8		52,2		42			-
565			-		-		5,8		44		50,2			-
566			-		-		5,8		31,2		-			63
730			-		-		5,8		-		-			94,2
800			-		-		-		-		-			94,2
													Т а б л и ц а 9. 3.
		Фазовый состав бронзы (молярные доли) при содержании алюминия 14 % и никеля 4 %
	Т,°С			NiAl3		Ni2Al3		NiAl		Cu2Al		α			β
	20			0,055		-		-		0,155		0,79			-
	130			0,052		-		-		0,1		0,848			-
	135			-		0,033		-		0,32		0,647			-
	360			-		0,03		-		0,24		0,73			-
	365			-		-		0,064		0,321		0,615			-
	560			-		-		0,06		0,265		0,675			-
	565			-		-		0,054		0,158		-			0.788
	650			-		-		0,05		0,098		-			0,852
	740			-		-		0,044		-		-			0.956

Расшифровка рентгенограмм показала, что в литом образце присутствуют фазы: упоря-

доченный α-твердый раствор на основе меди; γ-фаза переменного состава Cu9Al4 (Сu2Al); соединения NiAl и NiAl3, причем содержание второго интерметаллида значительно меньше.

В горячедеформированной полосе бронзы толщиной 1 мм присутствуют фазы α, γ, интерметаллид NiAl и лишь следы NiAl3. Снижение содержания NiAl3 за счет увеличения количества NiAl связано, очевидно, с возрастанием скорости охлаждения металла во время за-

230

калки после прокатки за счет уменьшения толщины полосы и фиксации структурного состояния, характерного для температур закалки.

Некоторые характеристики сплава, используемые в дальнейших расчетах:

молярная масса: µ = (0,036 58,7+0,271 27+0,693 63,5) 10−3 = 53,44 10−3 кг/моль;

плотность: ρ = (0,036 8,9+0,271 2,7+0,693 8,93) 103 = 7,24 103 кг/м3;

среднее межатомное расстояние: а = 3 v0 = 3 µ/ ρN0 = 3 53,44 / 7,24 6,02 1023 = 2,3 10−10 м ,

N0 − число Авогадро;

поверхностная энергия: γs = 0,5σ a = Ea /8π(1− ν2 ) =136 109 2,3 10−10 / 24 ≈1,25Дж/м2, σ* −

теоретическая прочность; Е − модуль упругости; ν − коэффициент Пуассона;

разрывная прочность по зерну: γs/a ≈ 5430 МПа;

разрывная прочность слабого звена (по межзеренной границе): ∆γs/a = γs/2 а = 2715 МПа.

9.10.2. Выплавка и прокатка образцов

Для проведения исследований и выплавки заготовок были использованы медь чистотой 99,99 мас. %, алюминий чистотой 99,99 %, никель чистотой 99,97 %. Опробованы способы выплавки бронзы на воздухе под флюсом в электрической печи сопротивления и индукционной печи. Хорошего результата удалось добиться при выплавке металла в индукционной пе-

чи в графитовом тигле. Получали слитки размером 16×100×200 мм с равномерным распределением легирующих элементов и стабильным значением точек мартенситного превращения. Выполнены плавки металла с содержанием алюминия 13,2 мас.%; 13,4 мас. %; 13,7 мас. %; 14,0 мас. %, 14,2 мас.% и содержанием никеля – 4,0 мас. % в исходной шихте. Разливку металла проводили в чугунные кокили.

Прокатку металла выполняли на лабораторном прокатном стане с диаметром рабочих валков 210 мм, нагревание металла под прокатку и для термообработки проводили в элек-

трической печи сопротивления до температур 100÷1000 °С.

Исследование технологической пластичности бронзы при прокатке на плоских образ-

цах размером 16×50×100 с обжатиями от 5 до 20 % в диапазоне температур 20÷950°С пока-

зало ее хрупкость при всех температурах. При Т<600°C разрушение имеет характер хрупкого скола с элементами интеркристаллитного и транскристаллитного разрушения; при Т>600°C − разрушение интеркристаллитное, характерное для провалов пластичности. Изменение тем-

пературы деформации всего на 50÷70 °С приводит к смене механизма деформации и разрушения, рис. 9.25.

Для объяснения причин хрупкости бронзы Cu-Al-Ni было высказано предположение о негативной роли макроскопических дефектов − пор различного размера, раковин, которые во

231

множестве присутствуют в литом материале. Для их устранения было решено использовать кристаллизацию сплава под давлением. Расплавленный металл с температурой 1150÷1180 °С

был залит в закрытую матрицу, нагретую до температуры 750 °С, и после образования поверхностной корочки был сжат пуансоном до давления 400 МПа, которое поддерживалось постоянным в течение в течение 3÷4 минут. Полученные после кристаллизации слитки диа-

метром 36 мм и длиной 100 мм имели размер зерна 1÷3 мм, а видимые литейные дефекты отсутствовали. Из этих слитков были приготовлены плоские образцы 20×32×80 мм, которые прокатывали при указанных выше режимах деформации.

Рис. 9.25. Поверхность разрушения бронзы после прокатки при температурах: а − T = 580°С; б − T = 650°С

	1800
						1638
	1600
		Liquid									1455
	1400						1395
										1385
(C)
	1200				1133	AlNi
Temperature
											Ni
	1000
				854
	800
							700
	660	633,9
	600		Ni		2				AlNi3
	Al				Ni
			3		3
	400		Al		Al
	0	10	20	30	40	50	60	70	80	90	100
	Al				Atomic Percent Ni						Ni

Рис. 9.26. Диаграмма состояния системы Ai-Ni

Применение кристаллизации под давлением не устранило хрупкости металла, а разрушение происходило таким же образом, как и для металла, разлитого в кокили при атмосферном давлении. Исследование структуры деформированного после кристаллизации под давлением металла позволило выявить одну из причин интеркристаллитного разрушения при температурах выше 650 °С: при действии давления во время кристаллизации на границах зе232

рен выделяется жидкая фаза, предположительно Al+NiAl3. Эта фаза присутствует на двойной диаграмме Al-Ni.

Трудности разработки технологического процесса прокатки бронзы Сu-Al-Ni заключались, очевидно в том, что присутствие интерметаллидных фаз системы Al-Ni на диаграммах состояния, построенных экспериментально, не отмечается. Это связано с тем, что, как мы указывали в разделе 9.9, металлические соединения легирующих атомов малоподвижны и не склонны к росту. По этой причине их обнаружить экспериментально очень трудно, о чем мы упоминали в разделе 9.1.

Выделение жидкой фазы по границам зерен наблюдается в практике обработки давлением многих металлов и сплавов, например, сплавов на основе меди, железа, бериллия. Присутствие жидкой фазы приводит к провалам пластичности при горячей деформации со свободными вытяжкой и уширением. Это происходит за счет локализации сдвиговой деформации вдоль жидкофазных границ и образования трещин из-за разворотов зерен и их поперечных смещений.

Применение рентгеновского микроанализа показало, что поверхность разрушения по межзеренным границам обогащена алюминием и никелем, но точного стехиометрического состава, характерного для соединения NiAl3, обнаружить не удалось. Это связано, очевидно, с малой толщиной пленки на поверхности разрушения по сравнению с глубиной проникновения рентгеновского луча.

При проведении кристаллизации под давлением было отмечено, что жидкая фаза Al+NiAl3 выдавливается на поверхность слитка. При этом центральные слои слитка очищаются от жидкой фазы (см. рис. 9.25), что приводит к изменению химического состава сплава. Для функциональных материалов с обратимыми мартенситными превращениями это недопустимо.

Предположение о негативной роли жидкой фазы Al+NiAl3 в формировании пластических и прочностных свойств бронзы Cu-Al-Ni позволило установить режимы пластической деформации данного материала без разрушения. Все выплавленные впоследствии слитки с содержанием алюминия (13,3÷13,6) мас. % были прокатаны без разрушения при температу-

рах 600÷640°С. Эти температуры соответствуют переходу структуры сплава в состояние не-

упорядоченного аустенита (β-фаза), но не превышает температуру появления жидкой фазы

Al+NiAl3.

Прокатка литой бронзы с содержанием алюминия 13,8÷14,2 мас.% при температуре

600÷640 °С приводила к интеркристаллитному разрушению. Следует отметить, что при по-

вышении содержания алюминия в сплаве возрастает количество интерметаллида NiAl3 и γ2-

233

фазы (Cu2Al), см. табл.9.1 − табл. 9.2, которые вызывают в сплаве значительные внутренние напряжения. Опираясь на это предположение, провели операцию искусственного перестаривания для укрупнения частиц интерметаллидов и снятия полей напряжений. Для перестари-

вания бронзы выбрали следующие режимы: температура Тст = 500 °С, время t = 50 часов.

После перестаривания образцы из бронзы с содержанием алюминия 13,8÷14 мас. % бы-

ли прокатаны при температурах 600÷640 °С. В ряде случаев на поверхности металла возникали микротрещины глубиной до 1 мм, но макроскопического разрушения не происходило. Таким образом, можно предположить, что существует еще одна причина разрушения бронзы, связанная с особенностями не структурного состояния металла, а с особенностями очага деформации при прокатке данного металла.

Аналогичный по внешним признакам механизм разрушения при горячей прокатке наблюдается и у других металлов, например бериллия, легированных чугунов с высоким содержанием алюминия. Эти металлы имеют ограниченную пластичность, им свойственен, как и исследуемой бронзе, быстрый переход от интеркристаллитного разрушения к хрупкому сколу при снижении температуры деформации. Характерно, что и в этих металлах большую роль играют интерметаллиды − FeAl и Fe3Al в чугунах и FeBe11, AlFeBe4 в бериллии.

Второй причиной разрушения бронзы при прокатке может быть резкое охлаждение металла при контакте с прокатными валками и возникающие при этом растягивающие напряжения, обусловленные различием пластических и прочностных свойств металла, резко зависящих от температуры, изменяющейся по высоте очага деформации.

Предохранить прокатываемый металл от резкого охлаждения при контакте с деформирующим инструментом можно следующим образом:

-за счет подогрева прокатных валков;

-за счет применения защитных чехлов, изготовленных, например, из мягкой стали; аналогичная технология применяется при горячей прокатке бериллия;

-за счет применения разделительных слоев с низким коэффициентом теплопроводно-

сти.

Первый способ связан с необходимостью изготовления специальных подогреваемых

(желательно до температуры 600÷640 °С) прокатных валков и в данном исследовании не применялся.

Второй способ опробован при прокатке образцов из бронзы с содержанием алюминия 14,0 мас. % в чехлах из низкоуглеродистой стали. Толщина исходных образцов из бронзы 8

мм, диаметр 50 мм; толщина оболочек − по 8 мм сверху и снизу, 25 мм по периметру. Зава-

ренные пакеты прокатывали с обжатиями (15÷20) % за проход при температуре 600÷640 °С.

234

Следов разрушения на образцах толщиной 1 мм не обнаружено. После прокатки и охлаждения на воздухе бронза имела структуру, характерную для эвтектоидного распада. Из-за хрупкости металла, обусловленного распадом, некоторые образцы разрушались при извлечении металла из чехлов.

Третий способ состоял в прокатке бронзы при температуре 600÷640°С после нанесения на поверхность образцов покрытия из СаСО3 толщиной 0,2÷0,3 мм. Прокатывали образцы толщиной 16 мм и шириной 100 мм в литом и перестаренном в течение 50 ч при Т=500°С

состояниях. Перестаренные образцы с покрытием были прокатаны при полном отсутствии признаков разрушения. При прокатке литых образцов с покрытием, но без предварительного старения, на их поверхности возникали мелкие поверхностные микротрещины, которые при дальнейшей прокатке не развивались.

При прокатке металла были выполнены измерения давления металла на валки прокатного стана. Измерения проводили традиционным способом при помощи проволочных тензодатчиков с записью показаний на шлейфовый осциллограф. По существующей методике были определены средние контактные напряжения, действующие при прокатке. Они оказались высокими и составили 163÷195 МПа при обжатиях 20÷30% и температуре 850°С и

1200÷1500 МПа при обжатиях 10÷15 % и температуре 600°С.

9.10.3. Исследование структуры поликристаллической бронзы Cu-Al-Ni

Металлографические исследования выполняли на образцах из бронзы в литом и состаренном состоянии, после горячей пластической деформации и окончательной термической обработки, состоящей в нагреве до заданной температуры, выдержки в течение 30 минут и охлаждения в воде. Металлографические шлифы подготавливали механической шлифовкой с последующей электролитической полировкой в концентрированной ортофосфорной кисло-

те Н3РО4 с добавкой оксида хрома CrO3 в количестве 10÷15 мас.%. Режимы электрополировки: для бронзы мартенситного состава напряжение 2,2 В, для аустенитного – 14 В, для эвтектоидного – 24 В, время 5÷60 мин.

Структуру металла исследовали на микроскопе Neophot-32 в поляризованном свете при увеличениях от 100 до 1200 крат, фотографировали цифровой камерой Olympus-800, а затем обрабатывали при помощи компьютерной программы Photoshop-5.0. Структура поликристаллической бронзы Сu-Al-Ni в зависимости от температуры последующей закалки представлена на рис. 9.27. Исследование структуры сплава позволило установить следующее:

1. Исследованные образцы имели структуру мартенсита или аустенита. Образец, прокатанный в чехлах из мягкой стали и охлажденный на воздухе вместе с чехлами, имел структуру, характерную для эвтектоидного распада.

235

2.Поликристаллическая бронза, полученная прокаткой, при одинаковом составе с монокристаллической имеет значительно более высокие температуры мартенситного превращения, которые зависят от условий пластической деформации и окончательной термообработки. Например, бронза с содержанием алюминия 14 мас.% имеет температуру начала мартенситного превращения Ms≈–80°C в монокристаллическом и Ms≈50°C в поликристаллическом состоянии.

3.Размер зерна исходной аустенитной фазы в зависимости от температуры окончательной термической обработки представлен в табл. 9.3. Видно, что вплоть до температуры перехода в однофазную область (Т>560°C) размер зерна изменяется незначительно.

а)

б)

в)

г)

Рис. 9.27. Структура поликристаллической бронзы Cu-Al-Ni: а − после прокатки (×200), б − после окончательной закалки при температуре: 750°С (×500) - для состава Cu-14%Al-4%Ni; 4 − 650°С (×1000); 5 − 750°C

(×500) - для состава Cu-14,2%Al-4%Ni после прокатки в чехлах.

4. Мартенсит в поликристаллической бронзе чрезвычайно стабилен термически: нагрев и выдержка в течение 30 минут при температурах 200, 300, 400 °С не приводит к распаду мар-

тенсита. Распад мартенсита становится заметным при температуре выше 500 °С.

5. В горячедеформированных при температуре 600÷640 °С образцах присутствуют час-

тицы второй фазы серого цвета размером 3÷5 мкм. Их размер и количество зависит, в основном, от длительности выдержки при указанных температурах. На фоне этих частиц присут-

ствует мартенсит. При температуре окончательной термической обработки 750 °С и выше

236

вторая фаза практически отсутствует, что свидетельствует о ее растворении. По совокупно-
сти результатов рентгеноспектрального анализа, исследований температурной зависимости
технологической пластичности, данных металлографического анализа и диаграмм состояния
Cu-Al-Ni		и Ni-Al		можно констатировать,				что данной фазой может быть γ2-фаза	Сu2Al
							(Сu9Al4),	во многом определяющая механические и
σ, MПa							функциональные свойства материала.
400							6. По результатам проведенных исследований можно
300							полагать, что в сплаве Cu-Al-Ni заданного состава в ре-
200							зультате ряда перитектических реакций и смены кристал-
100							лографической модификации твердого раствора на основе
00	2	4	6	8	10	12 ε,%	меди α→β при температурах 565÷730 °С (cм. рис. 9.2)
							происходит растворение фазы Cu9Al4 (Cu2Al) и высвобо-
Рис. 9.28. Характерный вид зависимо-							ждение алюминия. При этом концентрация выделившего-
сти σ(ε) при растяжении бронзы с со-							ся алюминия неоднородна по объему металла. Присутст-
	держанием алюминия 13,7%
							вие вблизи возникшей концентрационной флуктуации ин-
терметаллида NiAl неизбежно приводит к протеканию реакции
							NiAl + 2Al → NiAl3
	Выделение второй фазы вдоль границ зерен аустенита видно на рис. 9.27.

Т а б л и ц а 9. 4.

Размер исходного аустенитного зерна поликристаллической бронзы Cu-Al-Ni, мкм

	Cостояние	Литое	Деформированное	После термической обработки при температуре,
				200	400	650	900
	Мартенситное	1000 -	30 - 80	30 - 80	40 - 120	30 - 120	150 - 200
		3000

7. Преимущественное расположение интерметаллидных выделений NiAl3 на границе исходной фазы при наличии атомов свободного алюминия в твердом растворе на основе меди приводит к возникновению жидкой фазы Al+NiAl3 при температурах выше 639,9°С, что приводит к интеркристаллитному разрушению во время пластической деформации.

Таким образом, исследование структуры горячекатанной поликристаллической бронзы Cu-Al-Ni показало, что перестаривание сплава приводит к выделению частиц второй фазы Cu2Al размером до 3÷5 мкм. Перестаривание снимает часть внутренних напряжений в бронзе и способствует повышению пластичности при температурах 600÷640 °С. Управление свойствами бронзы Cu-Al-Ni за счет выделения частиц Cu2Al может быть признано достаточно эффективным. Его можно легко и многократно использовать после повторного растворения частиц в β-фазе и последующего выделения при старении.

237

9.10.4. Механические свойства поликристаллической бронзы Сu-Al-Ni

Исследование механических свойств проводили по результатам испытаний на растяже-

ние плоских образцов с размером рабочей части 1,2×6×70 мм на разрывной машине Р-0.5 с

максимальным усилием 5000 Н. Характерный вид зависимости σ(ε) при растяжении представлен на рис. 9.28. Пластическая деформация обусловлена протекающим в сплаве мартенситным превращением.

Графики зависимости разрывной прочности металла и пластичности превращения от температуры окончательной термической обработки после горячей прокатки при Т = 600÷640°С представлены на рис. 9.29. Все исследованные образцы не имели дислокационной пластичности и разрушались хрупко после псевдоупругого участка деформации. Максимальная прочность составляет 560 МПа, максимальная пластичность превращения 8% и соответствует максимальной прочности, поскольку деформация металла за счет обратимого мартенситного превращения развивается вплоть до разрушения сплава.

a)σр, MPa	2						б)	δ	1
600								7
										2
		3						6			3
500
								5
400								4
								3
300	1							2
200					Т	,оС		1						о	С
					отж									Тотж,
0	200	400	600	800	1000			0
								0	200		400	600	800	1000

Рис. 9.29. Зависимость разрывной прочности (а) и пластичности превращения (б) для деформированной поликристаллической бронзы в зависимости от температуры окончательной закалки

Для сравнения укажем, что прочность монокристаллических образцов из бронзы указанного состава при растяжении составляет 500÷600 МПа, а дислокационная пластичность при комнатной температуре в них отсутствует, как и в поликристаллических.

На графиках зависимости разрывной прочности σр и пластичности δ от температуры окончательной термической обработки для всех исследованных образцов отчетливо наблюдается минимум свойств при Т = 450÷550 °С, максимум при Т = 650÷700 °С, после которого происходит их монотонное снижение.

Отметим, что разрушение происходит хрупко и практически не сопровождается дисло-

кационной пластичностью − все формоизменение образцов происходит за счет матренситного превращения. Согласно положениям раздела 6.5, разрушение металла наступает при выполнении условия

238

σр + σs ≥	∆γs	≈	γs	= 2715 МПа,	(9.32)
			2a
	a

где σр − внешние растягивающие напряжения, действующие в момент разрушения; σs −

внутренние напряжения в металле, создаваемые дефектами кристаллического строения; γs/a

− лапласовы напряжения, препятствующие разрушению; ∆γs − изменение поверхностной энергии при разрушении, ∆γs = γs−γs′; γs − удельная поверхностная энергия; γs − удельная энергия межзеренной границы как «слабого звена» в металле; а − cреднее межатомное рас-

стояние; принимается, что γs' ≈ 0,5γs.

При хрупком разрушении нет деформационного упрочнения. Поэтому повышение внутренних напряжений σs, связанных, с действием частиц второй фазы, с изменением структуры при упорядочении или при пластической деформации, неизбежно приводит к по-

нижению σр при постоянных ∆γs/а. Таким образом, если в сплаве, который разрушается хрупко, возрастают внутренние напряжения, то это приводит к уменьшению внешних разрушающих напряжений, т.е. к уменьшению прочности металла.

Гипотеза о влиянии выделений второй фазы на свойства исследуемой бронзы позволяет легко объяснить наблюдаемый характер зависимостей. Ранее мы отмечали, что из-за действия больших внутренних напряжений бронза находится в хрупком состоянии, причем повы-

шение внутренних напряжений σs, согласно (9.32), приводит к уменьшению внешних напря-

жений σр, действующих в момент разрушения при растяжении металла (т.е. разрывной проч-

ности). Если σСu2Al − внутренние напряжения, создаваемые Cu2Al, зависят от температуры старения, то можно полагать, что при старении сплава они повышаются и достигают максимума при оптимальных температурах старения. Для медных сплавов этой температурой яв-

ляется 450÷500°С. Именно при этих температурах для исследуемого сплава наблюдается максимум внутренних напряжений σi и минимум разрывной прочности.

При перестаривании частицы Cu2Al коагулируют (см. рис. 9.27,в), что приводит к уменьшению внутренних напряжений σs и повышению разрушающих σр. При этом, соглас-

но (9.32), напряжения, действующие в момент разрушения σе= σр, достигают максимальных значений при температурах закалки Т = 600÷640°С, когда соединение Cu2Al выделено в виде избыточной фазы.

При повышении температуры термической обработки частицы Cu2Al растворяются в β- фазе, и при исследовании структуры не обнаруживаются. При охлаждении в воде от темпе-

ратур 700÷900 °С при закалке частицы Cu2Al присутствуют в сплаве в виде мельчайших частиц. Это вновь приводит к повышению внутренних напряжений и понижению разрывной

239