Text
УДК 609.3".
Аннотация
В книге даны сведения по важнейшим группам
применяемых в технике полуфабрикатов и изделий
из тяжелых цветных металлов (меди, латуни,
бронзы). Кратко описываются важнейшие техно¬
логические свойства их, особенности поведения при
плавке, литье, механической и термической обра¬
ботках; важнейшие виды брака; происхождение
его и борьба с ним.
Намечаются пути улучшения производства и
экономии цветных металлов.
Книга предназначается для инженеров, техни¬
ков, конструкторов, студентов, которым приходит¬
ся непосредственно работать с этими металлами.
Автор Даниил Иванович Сучнов
Редантор О. И.Качайнин
Редактор издательства Г. К. Петрова
Технический редантор В. В. Баталова
Переплет художнина В. В. Тирдатова
Сдано в производство 20/VII 1966 г.
Подписано в печать 18/XI 1966 г.
Бумага 60 X 907ie — 7,75 бум. л. — 15,50 печ. л.
Уч. изд. л. 15,81 Зак. 409 Изд. 4731
Т-14581 Тираж 3800 Цеиа 89 к.
Издательство «Металлургия>
Москва Г-34, 2-Л ОбыденскиП пер., 14
Экспериментальная типография ВНИИПП
Комитета по печати при Совете Министров СССР
Москва И-51, Цветной бульвар, 30
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие 6
1 глава. Медь и ее свойства
Свойства и техническое применение меди ... 7
Влияние различных примесей и добавок на свой¬
ства меди 8
2 глава. Медноцинновые сллавы
Особенности технологии меди 16
Исторические данные о латунных сплавах . . 28
Диаграмма состояния сплавов системы Си—Zn 28
Примеси в медноцинковых сплавах и их влияние
на структуру и свойства сплавов 36
Влияние специальных добавок на структуру и
свойства медноцинковых сплавов 44
Влияние мышьяка 47
Влияние свинца 47
Влияние олова ... 47
Марганцовистая латунь 49
Влияние алюминия ... .50
Алюминиевомарганцовистая латунь ЛМцА57- ^
Алюминиевомарганцовистожелезнсгая латунь 54
Влияние никеля ... . . .54
Влияние железа 54
Деформируемые технические латунные сплавы 55
Куниаль- и кремнесвинцовистая латуни . .57
Латунные литейные сплавы 58
Особенности плавки и литья медноцинковых
сплавов ... 62
Безвозвратные потери цветных металлов . . 62
Газы в латунных сплавах и борьба с ними . . 63
Ликвация 68
Свинцовистые латуни 69
Алюминиевые и другие высокопрочные латуни 69
Особенности обработки давлением латунных
сплавов 73
Качество слитка для обработки давлением 73
История горячей прокатки а-латуни .... 77
Хрупкость у латунных сплавов в горячем сос¬
тоянии 77
Горячее прессование 82
Окалина при горячей обработке давлением 84
Особенности холодной обработки давлением 84
Остаточные упругие напряжения и склонность
к саморастрескиванию 86
Способы уменьшения и полного устранения
остаточных напряжений 91
Травление 93
Потери металла при обработке давлением 97
Безвозвратные потери металла при травлении
и извлечение его из травильных растворов и
промывных вод 98
Термическая обработка латунных сплавов • • 99
3 глава. Оловянистые бронзы
Исторические данные об оловянистых бронзах 104
Диаграмма состояния сплавов системы Си—Sn
и некоторые особенности кристаллизации их 107
Влияние примесей и добавок других элемен¬
тов на свойства бронзы 116
Особенности плавки и литья оловянистых бронз 129
Влияние газов _ 129
Влияние окиси углерода 132
Пути ослабления газовой пористости бронз 132
Методы отливки цветных металлов и сплавов 137
Бронзы деформируемые, фосфористые и много¬
компонентные 142
Литейные сплавы оловянистых бронз ... 151
Пушечные бронзы 152
Колокольная бронза 154
Зеркальная бронза 155
Художественные бронзы 156
Моиетные и медальные бронзы . . .158
Машинные бронзы 159
Фосфористая бронза . .162
Подшипниковые (антифрикционные) бронзы 163
Различные виды термической обработки оловя¬
нистых бронз 168
Гомогенизирующий отжиг ... 168
Промежуточный отжиг при получении полу¬
фабрикатов из деформируемых оловянистых
бронз 170
Закалка бронз 173
Упрочняемые термической обработкой слож¬
ные оловянистые бронзы 173
4 глава. Алюминиевые бронзы
Появление алюминиевых бронз и причины их
успеха в технике 177
Диаграмма состояния сплавов системы Си—А1 179
Свойства основных фаз алюминиевых бронз 184
Изготовление слитков для обработки давлением
и литых деталей из алюминиевых бронз . .18 6
Качество шихты для получения алюминиевых
бронз 186
Порядок загрузки шихты, плавка и литье . . 186
Бронзы алюминиевые сложные с добавками Мп,
Fe.Ni.Pb 192
Влияние железа на свойства алюминиевых
бронз 192
Влияние марганца на свойства алюминиевых
бронз 194
Влияние свинца на свойства алюминиевых
бронз .195
Обработка давлением алюминиевых бронз . . - 196
Горячая обработка давлением 196
Холодная обработка давлением 199
Литейные сплавы алюминиевых бронз .... 202
Различные виды термической обработки простых
и сложных алюминиевых бронз 202
Техническое применение алюминиевых бронз. 204
Кавитационное разрушение цветных металлов и
сплавов 215
5 глава. Прочие безоловянистые бронзы
Кремнистые бронзы 217
Бронзы кремнистоникелевые упрочняемые (брон¬
зы Корсона) 220
Алюминиевоникелевые бронзы ... . 224
Свинцовистые безоловянистые бронзы . . . 230
Телефонные и другие бронзы с высокими значе¬
ниями электропроводности и прочности . . . 235
Кадмиевая медь (бронза) 239
Литература 244
ПРЕДИСЛОВИЕ
Для успешного освоения каждого но¬
вого сплава требуются исчерпывающие
знания физико-мехаиических и химиче¬
ских свойств составляющих компонентов,
взаимоотношения их между собой и
с другими элементами, включая газы,
с которыми они входят © соприкоснове¬
ние на разных стадиях производства. Не¬
обходимо знать структуру металла и
сплава, изменение ее при различных опе¬
рациях обработки и связанное с этим из¬
менение свойств. Требуется иметь хотя бы
некоторое представление о технологичес¬
ких особенностях этих сплавов.
Создание рациональной технологии
требует от технологов не только умелого
выполнения производственных операций,
но и умения предвидеть трудности.
Технологическое 'поведение металла,
начиная с момента его «рождения», т. е.
получения исходной заготовки (слитка
или фасонной литой детали), до момента
приемки (сдачи готовой продукции ОТК)
зависит от структуры исходной заготовки
и многочисленных ее изменений на всех
ступенях обработки. Не только качество
готового полуфабриката или фасонной
детали, но и поведение их при последую¬
щей дополнительной обработке и даже
долговечность службы готового изделия
зависят от рациональной технологии за¬
вода— поставщика полуфабрикатов.
Ограниченный объем книги позволил
дать изложение многих вопросов в очень
сокращенном виде. Многие сведения, ка¬
сающиеся показателей общих свойств ме¬
таллов и сплавов, макро- и микрострое¬
ния их не рассматриваются: их можно
найти в литературных источниках, упоми¬
наемых в тексте и списке литературы.
Глава 1
МЕДЬ И ЕЕ СВОЙСТВА
Знакомство людей с медью тачалось
очень давно. Большинство культурных
народов с давних времен были знакомы
с медью и железом (надо полагать, ме¬
теоритным). Старейшие медные рудники
на Синайском полуострове разрабатыва¬
лись уже за 5000 лет до н. э. Название
меди «купфер», видимо, происходит от
ассирийского слова «кипар», которое бы¬
ло древнейшим названием меди.
Считают, что самое раннее развитие
культуры в древности происходило в стра¬
нах Месопотамии. Древнейший царь Хал¬
деи Ур-Ганна (4500 лет до н. э.) оставил
два клинописных фрагмента из песчани¬
ка, найденных археологом Сарцесом.
Один из них гласит: ...«Ур-Га«на— вла¬
ститель Сиргулла, сын Галгина, строил
храмы... дворец и десять пьедесталов из
меди...».
В развалинах дворцов Ниневии Ген-
сей вырыл колоссальных размеров мед¬
ное копье с надписью короля Киша вре¬
мен Ур-Нина (4000 лет до н. э.).
В наши времена медь имеет весьма
разностороннее применение благодаря
нижеуказанным важнейшим свойствам:
1. Высокая электропроводность. Удель¬
ная электропроводность меди 64 , у серебра она соответст¬
вие- л(
венно 68 , а у алюминия 37 ——. Омическое, или удельное,
ОМ»М ОМ'М
электросопротивление (р) медной мягко отожженной проволоки
длиной в 1 му сечением 1 мм2, равно 0*0172 ом-м. Температурный
коэффициент электросопротивления аР = 0,00428 на 1°С. Плот¬
ность у равна 8,94. Высокая электропроводность меди делает ее
важнейшим материалом в электротехнике для изготовления раз¬
личных проводов, кабелей, шин, рубильников и т. п.
2. Высокая теплопроводность: % меди = 0,98 кал/(см • сек-
• град); X серебра = 1,0 кал/(см • сек • град).
Свойства
и техническое
применение
меди
7
Вследствие этого медь служит ценным материалом для изго¬
товления паровозных топок, пищевых котлов, испарителей.
В последнее время специальные водоохлаждаемые медные
тигли применяют в вакуумной металлургии при изготовлении
в дуговых печах с глубоким вакуумом слитков таких сильно ре¬
активных металлов как титан, цирконий с очень высокими тем¬
пературами плавлеиия — до 3000° С. Преимущества медных кри¬
сталлизаторов, тиглей, поддонов и изложниц заключается в том,
что они обеспечивают быстрый отвод тепла, нагреваются значи¬
тельно меньше, а средняя стойкость медных изложниц вместимо¬
стью до 450 кг доходит до 1500 плавок, а иногда и до 2000 пла¬
вок на одну изложницу.
Достаточно высокая химическая стойкость меди, приятный
цвет, прекрасная полируемость, дающая сильный блеск, высокая
ковкость, штампуемость, прокатываемость, хорошая сваривае¬
мость, пайка, противокоррозионная стойкость — все это находит
широкое применение в разных областях народного хозяйства.
Влияние различных примесей
и добавок на свойства меди
Как видно на рис. 1, примеси всех элементов и особенно силь¬
но Р, As, Sb, Al, Fe, Sn, снижают электропроводность меди.
Благоприятное влияние кислорода на электропроводность ме¬
ди при содержании его в пределах 0,02—0,08% можно объяснить
тем, что остающийся при плавке в меди кислород способствует
более полному удалению водорода и других (окисляющихся) при¬
месей из расплава.
Будучи почти нерастворимым в меди при комнатной темпера¬
туре, весь содержащийся в меди кислород находится в виде обо¬
собленных шаровидных твердых и хрупких частичек СигО, обра¬
зующих с медью эвтектику.
В структуре литой меди цепочки или тонкокружевные участки
смеси С112О + Си располагаются между кристаллами Си, что
снижает пластичность (обрабатываемость давлением) меди как
в горячем, так и в холодном состоянии. Еще более разрушитель¬
ное (влияние при обработке давлением оказывают местные скоп¬
ления Си20, образующиеся в результате прорыва пленок закиси
при разливке в формы.
Эталоны для определения количества СигО в литой меди ме¬
таллографическим методом приведены на рис. 2.
Медь имеет сильно выраженное химическое сродство к кисло¬
роду. Поверхность только что залитой в форму меди имеет кра¬
сивый цвет морской воды. Буквально через несколько секунд по¬
верхность жидкой меди теряет свой цвет и блеск, становится
белой — матовой — покрывается пленкой закиси СигО.
При нагревании слитков меди и при отжиге при температурах
не выше 900° С кислород глубоко в медь не проникает.
я
При температурах 950—970° С скорость диффузии кислорода
с медь значительно возрастает, образующиеся при этом мельчай¬
шие шарики Си20 коагулируют. При температуре 1000° С и выше
скорость диффузии кислорода увеличивается еще больше, усили¬
вается и коагуляция шариков Си20.
Пробы меди, имевшие литейную корку, содержащую около
3% Си20, давали трещины при холодной деформации с обжатием
35—50%. После удаления литейной корки эти пробы можно
было катать без дефектов.
В ГОСТ 859—51 на медь
для электрических целей
кислорода допускается не
более 0,02%, в других мар¬
ках меди до 0,1% 02.
При получении из меди с
повышенным содержанием
кислорода листов, лент, про¬
волоки, трубок, фасонных
прутков в процессе проме¬
жуточного или выходного от¬
жига их, который проводит¬
ся в пламенной печи с вос¬
становительным коптящим
пламенем (содержащим Н2
и легкие углеводороды), мо¬
жет возникнуть явление «во¬
дородной болезни», при ко¬
торой между частичками за¬
киси меди и водородом про¬
исходит реакция: Си20 +
+ Н2 = Н20 + 2Си.
В результате этой реак¬
ции и выделения паров Н20 внутри металла возникают микро-
поры и микротрещины, межкристаллические связи ослабевают,
медь становится ломкой, хрупкой.
Восстанавливающее влияние водорода начинается при 400“ С
и достигает высшего предела при 700—800° С.
В катодной меди, содержащей ~0,07% 02, наиболее глубо¬
кое внедрение Н2 происходит при 800° С.
В литую медь, содержащую 0,12% 02, за 7 ч при температуре
900° С водород проникает на глубину 8,9 мм.
В меди, содержащей 0,026% 02, нагреваемой в среде водоро¬
да, водород проникает на глубину 1,5 мм: при 1000° С через
10 мин; яри 900° С через 30 мин; при 800° С через 35 мин; при
700° С через 50 мин.
При температуре 600° С даже при нагреве >в течение 240 мину
водород проникает только на глубину 0,9 мм.
9
Рис. 1. Влияние примесей на электро¬
проводность меди (по Аддиксу)
Рис. 2. Микроструктура литой меди с разным содержанием закиси
по Гейну (Х123), % СигО:
а — 0.08; б — 1,16; в — 1,75; г — 3,4; д — 4.7; е — 9,0. При 1064е С эвтекти¬
ческая точка системы лежит при содержании в эвтектике 0,38*/о 02.
что соответствует 3,4% Си20
Таблица 1
Таблица 2
Глубина проникновения кислорода в медь
в зависимости от температуры
и продолжительности отжига
Влияние нислорода
на механические свойства
меди
Состояние
Р
2 «Г
о
If i
В V *
Глубина про¬
никновения
кислорода,
мы
Содержа¬
ние
Относител ьное
удлинение меди, %
о
с *
м
й) н
Н с
2-5*
кислоро¬
да
У.
холодно¬
катаной
отожжен¬
ной
Раскисленная
900
800
700
10
50
240
1,6
1,6
0,9
0,015
0,017
0,282
0,36
20,4
12,0
7,4
4,0
58
49.2
38,0
34.3
Плавленная
800
40
1,6
в вакууме
медь в жидком состоянии при температуре 1100—1150° С может
растворять, см3:
Н2 0,725 СО 2,65
N2 0,287 С02 1,88
S02 14,5
Растворимость дана в 100 г расплавленного металла, а объ¬
ем газов приведен к 0° С и атмосферному давлению.
При переходе из жидкого состояния в твердое растворимость
газов в металлах резко меняется (табл. 3).
Таблица 3
Изменение растворимости водорода в металлах
при переходе из жидкого состояния в твердое
В меди
В никеле
В серебре
Состояние
металла
при
темпера¬
туре. °С
водород
при
темпера¬
туре, °С
водород
при
темпера¬
туре, °С
водород
Жидкое 1083 0,54 1465 3,43 973 22,4
Твердое 1083 0,19 1400 1,51 800 0,354
Примечание. В таблице даиы объемы газа, заключающиеся в одном объеме метал*
ла в зависимости от состояния последнего.
Представление о количествах газов, растворенных в жидком
металле и извлеченных в вакууме, дает табл. 4.
Некоторые данные о количестве газов, выделяющихся при
вакуумной плавке из меди разного происхождения, и о составе
этих газов сообщаются в работе С. И. Мещерякова и Л. Р. Шей¬
ниной, которые методом вакуумной плавки определяли содержа¬
ние Н2, О2, S, С в меди с точностью 5—10% от измеряемой вели-
U
Количество и состав газов, растворенных в меди
Таблица 4
(0
Cl _
я £>
Анализ газов, % (объемн.)
Состояние меди
Тсмперату]
извлечения
газа, °С
S *«•
2* 8
*° -
Sss
SO,
нж
со
N,
Рафинированная 1250 1,7 60 14 20 6
Плавленная в атмосфере водорода . . 1250 2,87 12 35 53 —
Электролитическая 1250 7,98 11 39 50 —
чины, позволявшей обнаружить присутствие 0,5 мл водорода
в 100 г металла [приблизительно 0,00005% (по массе)], а содер¬
жание 02, S и С с точностью 0,001 % (по массе).
Результаты этих определений приведены в таблицах 5 и 6.
Таблица 5
Аналивы меди плавленной и литой под вакуумом
при остаточком давлении 5хЮ~'3 мм рт. ст.
Элемент
Содержание
элемента в меди,
раскисленной
углеродом. %
Содержание
элемента в меди
вакуумной плавки
%
Метод примененного анализа
Водород 0,00012 0,000008 Вакуумное оплавление
Кислород . . . 0,00045 0,00004 * »
Сера 0,00023 0,0001 Мокрый метод
Селен 0,00013 0,00005 » »
Теллур 0,0001 0,00005 » »
Свинец 0,0005 0,0001 Спектроскопический
Объем заключавшихся в 117 г меди газов, поглощенных при
разных давлениях между 0 и 800 мм рт. ст., составляет, см3:
Na 0—0,2 С2Н4 . . 1—11,5
Н2 1,0—3,8 СО 5,2—10,6
С2Нв 0—10,3
Общая газонасыщенность меди для вайербарсов при вакууми-
ровании металла в жидком состоянии в течение 15 мин снижает¬
ся от 1,7 см3/100 г (в невакуумированном) до 1,0 сж3/100 г (в ва-
куумированном).
В экстрагированной газовой смеси содержится см3/Ю0 г:
Н2 0,14—0,06 СО* 0,75—0,55
СН4 0,04—0,01 Н20 (пары) . . . 0,15—0,04
При температуре 500—600° С медь жадно поглощает серни¬
стый газ по реакциям:
6Си + S02 Z Cu2S + 2Cu20,
2Си + 2S02 ^ CuS + CuS04.
12
Таблица 4
Количество и состав газов, растворенных в меди
Обогащенная серой медь взаимодействует с кислородом по
реакциям:
Cu2S + 202 = 2CuO + S02l
2Cu2S + 302 = 2Cu20 + 2S02.
Это необходимо учитывать при плавке и последующей обра¬
ботке меди.
Как при плавке металла, так и при нагревании ib атмосфере
пламенных газов, надо избегать применения топлива, содержа¬
щего значительные количества серы (мазут и каменный уголь),
учитывая, что и Си20 и Cu2S вредно действуют на пластичность
меди. Сера всегда имеется даже в электролитической меди.
Изучение влияния продуктов горения, содержащих S02, при
рафинировании катодной меди в пламенной печи показало, что
жидкая медь может поглощать серу из SO2 даже при низких пар¬
циальных давлениях (от 10 2 до 10~3 атм S02). Особенно опасно
обогащение медной ванны серой, возникающее в условиях пол¬
ного сгорания топлива " или при восстановительном пламени,
когда свободный кислород в продуктах горения совершенно исче¬
13
Плотный катод меди
высокой чистоты ....
Рыхлый катод меди . .
Очень рыхлый катод ме¬
ди (середина катода) . .
Очень рыхлый катод
меди (край катода) . . .
Катодная медь повы¬
шенной чистоты, пере¬
плавленная в воздушной
атмосфере под толстым
покровом без дополни¬
тельного раскисления . .
Медь, плавленная в про¬
мышленной вакуумной
печи (завод им Орджо¬
никидзе)
Бескислородная медь
(завод им. Орджоникидзе)
Медь, отлитая непре¬
рывным методом в атмо¬
сфере окиси углерода . .
X арактеристика
образцов
Количество
газов, выдр»
лившихся из
100 е метал¬
ла, мл
Состав газов, % (объеын.)
Содержание
% (по массе)
СО -4-
н,0 +s’0; н, СО СН« S, о,
зает и отношение С02: СО сильно падает. Даже при окисли¬
тельном процессе горения поглощение медной ванной серы из
S02 возможно, когда распыливание древесного угля непосредст¬
венно на поверхности ©айны образует богатый СО, восстанавли¬
вающий пограничный газовый слой. Чтобы предотвратить пере¬
ход S из S02 в медь у чистой поверхности ванны перед распыли-
ванием древесного угля, горелки печи выключаются.
При наблюдениях под микроскопом закись меди Си20 видна
на нетравленом шлифе в виде голубоватых шаровидных или ок¬
руглых включений. Очень похожи на них и включения Cu2S,
а также соединения Те и Se. Различить их можно путем травле¬
ния в растворе илавиковой кислоты HF, при этом Си20 травится
очень сильно; Cu2S, Cu2Se, Cu2Te — не травятся.
Из твердых примесей, наиболее вредно действующих на ков¬
кость, пластичность меди, необходимо отметить висмут.
Висмут почти совершенно нерастворим в меди в твердом со¬
стоянии. По Хансону и Форду, существование свободных выделе¬
ний висмута установлено уже при содержании в меди более
0,001% Bi.
Хрупкий при обычных температурах, висмут сообщает хруп¬
кость как чистой меди, так и ее важнейшим сплавам. Будучи не¬
растворим в меди (и ее сплавах) и обладая низкой температурой
плавления (271°С), он при кристаллизации из расплавленного
состояния застывает с последними порциями расплава и распо¬
лагается между кристаллами, играя роль межкристаллитного
цемента.
При температурах горячей прокатки меди (а также латуни,
бронз) межкристаллические пленки Bi переходят в жидкое со¬
стояние, и в местах наибольшего скопления Bi при обжатиях ме¬
талл дает трещины. При холодной обработке давлением хрупкие
пленки межкристаллического Bi являются причиной хладнолом¬
кости.
По мнению Зибе, крупнокристаллическая медь не будет ка¬
таться, когда в ней содержится РЬ около 0,03%, Bi—0,003% и
значительное количество Си20. Но если в хорошо выдразненной
меди содержание кислорода не превышает 0,05—0,08%, то ука¬
занные выше количества РЬ и Bi не будут вредить прокатке
меди.
Присутствие Bi в количествах0,005 и 0,0065% неблагоприятно
влияет на испытание меди растяжением и на испытание ее изги¬
бом при температуре 600° С. Опытом установлено, что содержа¬
ние 0,005% Bi уменьшает относительное удлинение литой меди
с 14 до 5,3%. Поэтому в стандартах на состав меди разных ма¬
рок, во всех деформируемых латунях, бронзах, никелевых и мед¬
ноникелевых сплавах Bi как примесь допускается только в виде
«следов», т. е. 0,002%.
В работе М. В. Мальцева и И. П. Архипова принципиально
доказана возможность обезвреживания влияния небольших
14
включений Bi (0,05%) в меди добавками Се в количестве 0,2%
или Zr — 0,1%, или Са — 0,2%.
Сурьма ухудшает пластические свойства меди и ее основных
сплавов и оказывает такое же вредное влияние, как и примесь
висмута.
Допускаемые примеси Sb в ГОСТах на медь для электротех¬
нических целей 0,002%, в марках меди для изготовления дефор¬
мируемых сплавов содержание Sb допускается до 0,005% и даже
до 0,05%.
Присадки мышьяка в определенных случаях специально вво¬
дили в медь при изготовлении частей для паровозных топок (в ко¬
личестве от 0,15 до 0,30%). В заграничной практике для топок
применяли так называемый рафинад меди по Гекману: .в медь
вводили 0,15% Ni и 0,15% As и получали плотное, ковкое литье.
Добавки этих элементов повышают противокоррозионную стой¬
кость в работе медных топок.
При введении в медь 2,5—4,0% Fe температура рекристалли¬
зации меди повышается на 150—200° С.
Твердость и временное сопротивление разрыву после отжига
при 800° С выше, чем у чистой меди, примерно в 2 раза. Электро¬
проводность и теплопроводность резко снижаются: они на 50%
ниже, чем у чистой меди.
Добавки марганца в медь не ухудшают пластических свойств
меди: из сплава меди с 1 % Мп в течение нескольких лет изготов¬
лялись радиаторные трубки. Замена его другим сплавом произо¬
шла вследствие высокого угара — улетучивания марганца при
изготовлении слитков этого сплава.
В качестве незначительных примесей в меди могут встречать¬
ся селен и теллур. Все эти элементы ничтожно мало растворимы
в меди и в цинке (в твердом состоянии). Они образуют с медью
соединения Cu2Se и Си2Те. Медные трубы, содержащие 0,01% Se
и 0,008% Те, при испытании на сгибание и на расплющивание
вели себя удовлетворительно.
Ереванский кабельный завод для изготовления медной -прово¬
локи получает вайербарсы с Алавердского медного комбината.
Заготовка для проволочного производства («катанка») перед
первым волочением подвергается электросварке ©стык. Подобная
сварка на других заводах много лет протекает без всяких затруд¬
нений. Однако на Ереванском заводе в холодные (зимние) ме¬
сяцы свариваемость катанки значительно ухудшалась: увеличи¬
валась обрывность при волочении проволоки, снижалась произ¬
водительность на волочильном участке.
Исследованием было установлено, что в электролизном цехе
Алавердского завода медные катоды выходят из ванн в зимние
месяцы при температуре ниже обычной (<45° С) с повышенной
зашламленностью. Истинной причиной обрывности в проволоч¬
ном производстве оказалось повышенное содержание в катодах
Se, Те и их соединений с Ag.
15
В незначительных количествах в расплаве меди растворяется
и углерод: при 1100° С в количестве 0,0001%; при 1700° С—
0,0003%.
Добавка к меди 0,1% Ag повышает температуру рекристал¬
лизации меди с 200 до 350° С и рекомендуется в том случае, ког¬
да твердотянутая медная проволока подвергается лужению,
а смягчающий отжиг при этом нежелателен.
Введение в жидкий расплав медных сплавов бора в стехио¬
метрическом соотношении для образования боридов с перемеши¬
ванием для равномерного распределения боридов вызывает зна¬
чительное упрочнение сплавов.
При опробовании влияния на структуру и -свойства меди не¬
больших добавок, ©водимых в медный сплав (0,02% Са; или
0,1% Fe, или 0,15% Ti, или 0,1% Zr) найдено, что наиболее целе¬
сообразной из них можно признать добавку Ti. В качестве моди¬
фикатора он дает максимальное измельчение зерна меди (в 3—
4 раза). Добавка 0,05% Ti резко повышает пластичность, умень¬
шает склонность к трещинообразованию, в результате чего уве¬
личивается выход годной продукции. По сравнению с ним при¬
меси Zr и Fe менее эффективны, а примесь Са на свойства меди
влияет отрицательно.
Особенности технологии
меди
Плавка и литье слитков красной меди, предназначаемых для
обработки давлением, имеет следующие особенности.
Основная масса медных слитков для получения полуфабрика¬
тов различного назначения отливается на добывающих и рафи¬
нирующих заводах.
Производство листов, лент, прутков, профилей, труб, проволо¬
ки, тонкостенных штампованных изделий и т. д. требует, чтобы
исходный слиток был высокого качества. Очень жесткие, но обо¬
снованные требования предъявляются к слиткам меди, предназ¬
начаемым для изготовления электрических проводов (шин, про¬
волоки, троллейных проводов, соединителей и т. д.).
Отливка больших медных слитков топочной меди в прошлом
проходила так: на полу литейного цеха лежала чугунная плита,
на ней устанавливалась чугунная сборная бездонная форма, стен¬
ки которой смазывали или известковым молоком, или костяной
мукой с водой, или органической смазкой. После высыхания смаз¬
ки изложница заполнялась металлом; на нижней поверхности
слитка, соприкасавшейся с чугунным поддоном, где смазка ча¬
стично смывалась струей металла, наблюдались пузыри, а иногда
и приварка, и тогда слиток с большим трудом отрывали от под¬
дона.
Иногда при употреблении сильно изношенного поддона с буг¬
ристой неровной поверхностью на нижней стороне слитка возни¬
16
кали даже трещины (результат препятствия поддона свободному
сжатию слитка при остывании).
По той же причине трещины наблюдались и на 'поверхностях
вайербарсов при употреблении сильно изношенных медных форм
и на поверхностях болтовых (цилиндрических) слитков (напри¬
мер, слитков для троллейных проводов, отливавшихся в чугун¬
ные формы).
Переход от литья на чугунных тюддонах к литью на так назы¬
ваемый «блинок» (когда в форму, лежащую на полу, заливали
сначала слой металла толщиной 25—40 лш, давали ему затвер¬
деть и после этого на него заливали остальной металл), умень¬
шил образование литейных трещин. Отделение слитка от «блин¬
ка» происходило свободно, но изредка и здесь наблюдалась «при¬
варка». При переплавке чушек “черновой меди, полученной из
сульфидных руд, в меди могут остаться и кислород и значитель¬
ное количество серы (в виде Cu2S); при застывании возникает
реакция Cu2S + 2Cu20 = 6Cu + S02, которая может стать при¬
чиной вспучивания слитка. Такие «надутые» слитки получают
йногда и при переплавке медных отходов, загрязненных различ¬
ными органическими веществами (смолой, смазочными маслами,
мазутом, салом). Средство борьбы со вспучиванием слитка — пе¬
ремешивание такой меди перед разливкой деревянным стержнем
(дразнение), а затем раскисление алюминием или магнием в ко¬
личестве 1 : 1000 или 5: 1000 от веса металла.
При получении слитков электрической меди лишний кислород
можно извлекать из расплава с помощью различных раскислите-
лей: Р, Si, С, Ti, Li, Mg, В, Be, но лучшим из них является бор
(вводимый в виде карбида бора .или «борсубоксида»). Li, Be и Р
также хорошо производят раскисление меди уже при добавке
их в количестве — 0,01 %.
Влияние различных раскислителей меди на ее электропровод¬
ность и пластичность видно из табл. 7.
Таблица 7
Влияние раскислителей на электропроводность
и пластичность меди
Раскислитель
Введено при
раскислении
Электропро¬
водность, %
н
Относитель¬
ное
удлинение, %
96%-ная лигатура Си — Si
0,25%Si
86
45
То же
1,0%Si
56
39
Карбид бора
0,75%
94
48
Магний
0,50%
70
34
Активное действие бора как раскислителя объясняется тем,
что окислы меди, свинца, висмута, мышьяка, сурьмы и других ме¬
таллов в соединении с борным ангидридом В203 дают нераство¬
римые в меди соединения, переходящие в шлак.
2 Д И. Сучков 17
При обработке ангидрида борной кислоты магнием получают
смесь «магнезиумбората» и ангидрида борной кислоты, которой
раскисляют медь. В литейной практике применяют присадку этой
смеси в количестве 1 —1,5%. Это дает возможность получить
медь с электропроводностью до 97%.
Однако раскислением нельзя полностью освободить медь от
всех примесей. Единственный способ возможно полного извлече¬
ния их из металла — 'плавка и литье под вакуумом. Подтвержде¬
нием этого служит табл. 5.
Источниками газов часто становятся некачественные шихто¬
вые металлы и органические смазки.
1. Некачественные шихтовые металлы и в первую очередь не¬
плотные шишковатые, как бы бородавчатые медные катоды.
Рыхлые по 'природе шишковатые катоды обычно содержат зна¬
чительное количество выделяющегося при электролизе водорода,
остатки электролита и влагу после промывки катодов.
Содержащийся в них водород частично переходит в слиток,
способствуя образованию в нем раковин и пор, а влага при по¬
гружении катода в расплавленную медь (при температуре
~ 1200°С), быстро испаряясь, диссоциирует на водород и кисло¬
род: водород переходит в раствор, а кислород образует закись
меди Си20. Если в пористой массе катода или на поверхности его
остался неотмытый электролит, содержащий CuS04 • 5Н20, то
при шлавке сера электролита может переходить в расплав, обра¬
зуя сернистую медь, а влага способствует увеличению в расплаве
Н2 и Си20.
Полное удаление из расплава газов (особенно водорода) воз¬
можно лишь в условиях ведения плавки (и разливки) меди в до¬
статочно глубоком вакууме порядка 10_3 мм рт. ст. С целью по¬
лучения для электровакуумных ламп меди предельной чистоты
в Польше сконструирована специальная вакуумная электропечь
для работы в вакууме до 10_6 мм рт. ст.
2. Стенки формы, 'покрытые органическими смазками. Смаз¬
ки выделяют газы (продукты неполного сгорания и сухой пере¬
гонки) ;при заливке металла, способствующие снижению плотно¬
сти слитков и пленистости 'полуфабрикатов из них. Поэтому наи¬
более подходящей смазкой при карусельной разливке вайербарсов
служит водная суспензия тонкоразмолотой пережженной кости,
наносимая на поверхность горячей изложницы. Практикуемое
иногда применение извести или мела (вместо пережженной кос¬
ти) может привести к разложению СаС03 при заливке (СаС03—►-
—>- С02 + СаО) и частичному обогащению металла газами.
Что касается горизонтального или вертикального способа от¬
ливки, то опыт говорит в пользу горизонтальной отливки. Если
верхний поверхностный слой слитка («рожу») удалять путем об¬
точки — обстрожки или фрезерования, горизонтально отлитые
слитки оказываются более 'плотными и дают при обработке бо¬
лее качественные полуфабрикаты.
18
По Заксу для ответственных целей вайербарсы льют в верти¬
кальные формы, раскисляя медь фосфором; если же желают со¬
хранить высокую электропроводность, то рекомендуется раскис¬
ление вести литием. Вопрос о раскислении меди литием ставился
в Кольчугине еще в марте 1934 г. Но из-за дороговизны Li (1 кг
Li стоил 1000 руб.), он тогда не получил разрешения.
На основании заводских испытаний для получения изделий
с высокой электропроводностью Д. Г. Бутомо рекомендует вво¬
дить в расплавленную медь (на дно разливного ковша) литий
«в виде лигатуры из расчета 100 г лития на 1 т меди.
На заводе «Красный Выборжец» »при освоении производства
пла>вки меди с высокой электропроводностью в одноканальной
низкочастотной печи с железным сердечником ('вместимостью
600 кг) удовлетворительные результаты были получены с приме¬
нением в качестве раскислителя и дегазатора магния © количест¬
ве не более 60 г на одну пла(вку.
Это давало возможность получать медь с электросопротивле¬
нием р = 0,0175 ом-м. В настоящее ©ремя большой известностью
пользуется бескислородная медь. За рубежом она появилась в се¬
редине тридцатых годов.
В декабре 1937 г. Кольчугинский завод получил партию за¬
граничных вайербарсов бескислородной меди.
Для сравнительной оценки качества бескислородной меди
с медью отечественной (кыштымские и пышминские ©айербарсы)
была проведена опытная разработка в одинаковых условиях па¬
раллельно (по 25 шт.) заграничных бескислородных, кыштым-
ских и пышминских вайербарсов в проволоку диаметром 1,0—
0,4 мм и 0,12 мм. Работу вели Н. С. Севергин и А. С. Ануфриев.
По результатам испытаний были сделаны следующие выводы.
Медь бескислородная по обрывности при волочении преиму¬
ществ не показала, наоборот, имела повышенную пленистость;
по электрическим свойствам от двух других марок не отлича¬
лась, механические ее свойства были ниже, чем у отечественной
меди.
Но там, где условия работы деталей требуют тепловой обра¬
ботки в среде ©одорода, бескислородная медь незаменима. В из¬
делиях, работающих с изгибом, она имеет преимущества.
При изготовлении из вайербарсов бескислородной меди фасон¬
ных прутков ОСНАЗ 4,30 X 12 X 12,3 мм в вайербарсах бескис¬
лородной меди обнаружена пористость, а © полуфабрикатах пле¬
ны и пузыри, что не свидетельствовало о ее «преимуществах для
применения при изготовлении фасонных прутков.
Другой случай: Невьянский за©од получил медные прутки
из бескислородной меди с Каменск-Уральского завода. При из¬
готовлении из них изделий получили брак в результате неплотно¬
сти в прутках. Вместо бескислородной меди такие прутки было
решено поставлять из меди обычной плавки. Вероятно, наличие
в меди газов, поглощаемых при плавке в .восстановительной ат¬
2*
19
мосфере, и выделение их при затвердевании, может создавать не¬
плотность в литье и плены в полуфабрикатах, что следует иметь
в виду при производстве бескислородной меди.
Закс указывает на опыты Аллена (1930 г.), установившего,
что электролитическая медь, не содержащая кислорода, при мед¬
ленном затвердевании дает плотный слиток, а при быстром —
отливку с пузырями.
Причина этого, -по-видимому, в бурном выделении водорода
из пересыщенного им расплава.
И. Н. Каганович указывает, что водород ухудшает свойства
бескислородной меди: уменьшает плотность, снижает пластич¬
ность, вызывает хрупкость.
Получение плотного слитка бескислородной меди обеспечи¬
вает лишь непрерывный метод литья в атмосфере защитного га¬
за. Этот метод был установлен на заводе для получения слитков
сечением 130 X 300 мм и круглых диаметром 200 мм при скоро¬
сти литья 8 м/ч.
И. Н. Каганович сообщает о применении на заводе «водород¬
ной пробы». Для этого темплет из слитка прокатывается в холод¬
ном виде с обжатием на 70—80% до толщины 2 лш, шириной
10 мм и отжигается в атмосфере водорода в течение 40 мин. При
испытании гибом в 'плашках с радиусом закругления, равным
2,5-кратной толщине пробы, образец должен дать не менее 10 пе¬
регибов. Фактически получается 12.
На французских заводах дегазацию жидкой меди производят
в вакууме с продувкой жидкого металла инертным газом (азотом
или аргоном). Продувку ведут в ковше, помещенном в гермети¬
чески закрытый колпак, через 2 втулки в дне ковша. Эти втулки
устроены так, что, пропуская газ, они не пропускают металл.
Дегазацию ведут при остаточном давлении 25 мм рт. ст. Ко¬
личество продуваемого газа 0,1—0,15 м3/мин.
Такая продувка 'позволяет снизить содержание Н2 с 4,5 до
2,5 см3 на 100 г жидкого металла, а содержание N2— с 0,010%
до 0,006%, т е. на 40%.
Предлагается и другой метод рафинирования медных вайер-
барсов — это установки непрерывного вакуумирования в ковше.
Металл непрерывно течет небольшой струйкой через ковш
в изложницы. При этом он проходит под опущенным в ванну ков¬
ша колпаком, где -поддерживается разрежение.
Таким образом, медленно движущаяся к литейному концу
ковша (летке) струя металла находится значительное время под
остаточным давлением ~ 100 мм рт. ст.
На югославском кабельном заводе (Оветозарово) работает
американского ‘изготовления установка для непрерывного литья
вайербарсов из бескислородной меди. Плавку ведут в четырех-
индукторной печи емкостью 20 т. Зеркало расплавленной меди
цокрыто древесным углем. Из этой печи по теплоизолированному
желобу с электрообогревом медь течет в приемник — индукцион¬
20
ную печь емкостью 2,5 г, а из приемника через воронку диамет¬
ром 100 лш в кристаллизатор сечением 102 X 102 мм.
Плавку и разливку ведут в восстановительной атмосфере ге¬
нераторного газа, который под давлением подается в печь, сое¬
динительный желоб и печь-приемник. Кристаллизатор при литье
совершает возвратно-поступательные движения вдоль вертикаль¬
ной оси, что облегчает вытягивание слитка, улучшает его поверх¬
ность. Заливка вдет непрерывно. Установка снабжена дисковой
пилой на движущейся платформе, которая автоматически отре¬
зает мерные концы и темплеты для лабораторных испытаний.
«Бескислородная» медь получается высококачественной. И*
других современных методов изготовления литых заготовок из
меди можно указать следующие.
В Японии на заводе Фурукава в Никко льют медные ленты
шириной 508 мм на машине непрерывного литья Газелетта. На
такой же машине в США отливают плиты толщиной 25 мм.
На машине Проперци уже в 1954 г. получалась непрерывно
прокатываемая медь с обычной литой структурой. Такая уста¬
новка производительностью 9 т/ч имеется в США (штат Георгия
в Каролтоне) для производства прутков диаметром 38 мм из
меди.
В Чили (Сант-Яго) на медепрокатном заводе установлена
для непрерывного литья вертикальная автоматизированная ма¬
шина Лобека для одновременного литья 8 медных круглых прут¬
ков диаметром 7,5 мм и длиной 7,6 м. Здесь расплавленная медь
льется из миксера в кольцо, в которое через специальный элект¬
ронный регулирующий аппарат присаживается в виде зерен фос¬
форитная медь для раскисления. Раскисленная медь льется в рас¬
пределитель, откуда через трубки, концы которых погружены
в жидкую медь, поступает в 8 коротких кристаллизаторов. Кри¬
сталлизаторы имеют вибрирующее возвратно-поступательное
движение, что способствует получению 'продукции с гладкой чи¬
стой поверхностью.
В Австралии работает машина непрерывной разливки Лома.
Там медь из плавильной низкочастотной индукционной печи
барабанного типа емкостью 20 г, производительностью 5,5 г/«,
льется в миксер емкостью 6 г и подводится в разливные головки,
представляющие собой два медных кристаллизатора, облицован¬
ных внутри графитом. Кристаллизаторы имеют возвратно-посту¬
пательное движение в вертикальном направлении с амплитудой
6 мм.
Скорость литья 18 т/ч. Дисковая пила режет болты длиной
до 6,1 м весом до 2,27 г. Такая установка дает одновременно два
слитка диаметром по 228 мм и длиной 7600 мм.
По поводу горячей прокатки меди необходимо отметить сле¬
дующие особенности. Предшествующий горячей обработке нагрев
слитка (обычно до 950 и даже 1000° С) сопровождается сильным
окислением поверхностного слоя слитка. Слиток покрывается кор¬
21
кой твердой и хрупкой окалины, толщина которой зависит от тем¬
пературы, состава газовой среды в печи (обычно нагреваемой
мазутом), а также от продолжительности пребывания слитка в
печи.
При горячей прокатке между гладкими или ручьевыми валка¬
ми хрупкая и твердая окалина дробится, осколки ее частично па¬
дают на пол (под стан), а частично закатываются в раскаленный
металл. Закатанная окалина 'при дальнейшей операции — трав¬
лении подката — очень трудно поддается удалению. Заготовка
после горячей обработки давлением с остатками окалины посту¬
пает на дальнейшие операции холодной обработки: прокатку, (во¬
лочение.
При волочении частички окалины разрушительно действую!
на волочильный инструмент. При прокатке и волочении они вы¬
зывают поверхностные дефекты в местах выкрашивания окалины
и вмятины на участках вдавливания в металл только что выкро¬
шившихся крупинок окалины.
Потери меди в окалине, в травильном растворе и промывных
водах часто безвозвратны. Наряду с другими отходами произ¬
водства они заметно снижают технико-экономические показатели
производства.
Все это выдвигает проблему безокислительного нагрева слит¬
ков меди и ее сплавов.
Проблема безокислительного нагрева слитков естественно вы¬
двигает другую проблему безокислительной горячей обработки
давлением. Первая из них близка к разрешению, в частности
с применением индукционного нагрева слитков, вторая проблема
весьма сложная и для своего решения требует создания специ¬
альных сложных устройств. Зарубежные литературные данные
сообщают о создании экспериментального цеха ковки и прокатки
пока таких металлов, как кобальта, молибдена и др., при тем¬
пературах до 3300° С. Обработку их намечается производить
в особом изолированном помещении, которое наполнено
аргоном.
Холодная обработка меди давлением идет хорошо. Суммар¬
ные обжатия между двумя промежуточными отжигами для меди
допускаются до 90% (и выше). Однако при промежуточных от¬
жигах заготовок в обычных печах с доступом воздуха на поверх¬
ности их возникает снова окалина, требующая травления, сопро¬
вождаемого -новой безвозвратной потерей металла. Средством
борьбы с этим может быть переход к отжигу в печах с искусствен¬
ной атмосферой из газов, защищающих медь от окисления, или
в печах с вакуумом.
Еще не так давно печи Бете и Пирдт, Кенворти и другие пе¬
чи, где отжиг проволоки, фасонных прутков ОСНАЗ и узких лент
из меди, проволоки и полос ОСНАЗ из J168 и других видов про¬
дукции особого назначения происходил без доступа воздуха в ат¬
мосфере водяного пара, считались лучшими. Но отжиг проволо-
22
ки в бунтах и на катушках, фасонных прутков, насыпанных в ко¬
робки, полос с настилом их в несколько слоев не обеспечивал
равномерного прогрева и требуемой однородности механических
свойств.
Появились печи для отжига «на проход» в одну или в не¬
сколько параллельно идущих лент также в паровой среде (с во¬
дяными затворами).
Если по степени чистоты поверхности после отжига © этих пе¬
чах они в известной мере пока удовлетворяют потребителей, то
с их производительностью практика перестает мириться и ищет
пути интенсификации процесса отжига.
Есть все данные полагать, что одним из этих путей © самом
ближайшем будущем может стать индукционный отжиг медных
лент, проволоки, прутков и труб в «протяжных» печах, где рекри-
сталлизационный отжиг 'протекает весьма интенсивно. Об опыт¬
ных работах по этому вопросу см. стр. 103.
В зарубежной практике принято делить отжиг меди и ее спла¬
вов в защитной атмосфере на два ©ида: 1) поверхность отожжен¬
ного полуфабриката чистая, но матовая, отжиг называют «свет¬
лым»; 2) поверхность после отжига чистая и блестящая, отжиг
называют «блестящим».
В качестве защитной атмосферы там применяют: пар, про¬
дукты частичного сжигания газа (генераторного, природного,
светильного, коксовального).
Пока проблема индукционного отжига тяжелых катушек
с медной проволокой или рулонов медной ленты в печах непре¬
рывного отжига за рубежом не решена, там для этих целей при¬
меняют печи камерного типа. Одна из таких печей, работающих
в Англии, имеет нагревательную камеру и камеру для охлажде¬
ния с воздушным или водяным охлаждением. Обе камеры, с га¬
зонепроницаемыми затворами, заполнены газовой смесью, со¬
стоящей приблизительно на 95% из азота »и на 5% из водорода;
печь методическая полунепрерывного действия, отжигает катуш¬
ки с проволокой весом по 454 кг и по 136 кг >на каждой.
Отжиг катушек с намоткой 136 кг ведется при температуре
350° С и выдачей катушек через каждые 15 мин. Отжиг катушек
с намоткой 454 кг ведется при температуре 380° С. Установка ме¬
ханизирована и автоматизирована.
Кроме камерных, широкое применение находят цилиндриче¬
ские печи колпакового типа с вентиляторами. Защитной атмо¬
сферой в них служит экзотермический газ состава: 11,5% С02;
0,507о СО, 0,5% Н2 и 87,5% <N2. Повышенное содержание в за¬
щитной атмосфере Н2 и СО при отжиге меди ухудшают ее ка¬
чество.
При отжиге меди в защитной атмосфере необходимо учиты¬
вать, что медь в диапазоне температур 65—180° С во время ох¬
лаждения может окисляться, если ее преждевременно выгрузить
из камеры охлаждения.
23
При производстве медных листов и лент возникает нежела¬
тельное явление — анизотропность свойств. Если прокатка листов
и лент идет все время в одном направлении, кристаллическая
структура приобретает определенную направленность. Образует¬
ся «текстура деформации» вследствие которой возникает анизо¬
тропия свойств.
Такая анизотропность чрезвычайно неблагоприятна при штам¬
повке из листов меди, мельхиора, латуни J168 и даже биметалла
(томпак-железо) в «патронно-гильзовом, посудно-давильном и
других производствах.
Рис. 3. Медные колпачки с фестонами
При первой же операции (вырубке из листа кружка и сверты¬
вании его в колпачок) на торцах колпачка возникают правильно
расположенные выступы и впадины, называемые фестонами.
Так как из таких колпачков при точно рассчитанной на каче¬
ственную заготовку технологии не получается годных изделий,
лист, дающий при штамповке колпачки с фестонами, браку¬
ется.
Пример колпачков с фестонами показан на рис. 3.
Механизм образования фестонов объясняется так.
Явление анизотропии наблюдается особенно ярко в монокри¬
сталлах. Установлено, что при травлении персульфатом аммония
шара, выточенного из монокристалла меди, на его поверхности
обозначаются три вида площадок, одни из них принадлежат гра¬
ням октаэдра (плоскостям скольжения или сдвига при 'пластиче¬
ской деформации металлов с гранецентрированной кубической
решеткой), другие — ромбического додекаэдра, третьи — куба.
При испытании на разрыв проб, вырезанных из такого шара
так, что продольная ось их расположена перпендикулярно к пло¬
24
скости октаэдра, или плоскости додекаэдра, или куба, эти пробы
дают резко различные показатели:
Проба, вырезанная а
перпендикулярно граням кГ/мм* %
Октаэдра 35 33
Ромбического додекаэдра .... 20 50
Куба 14,6 10
При испытании на разрыв проб из листов меди, отожженных
при разных температурах и вырезанных под разными углами
к направлению прокатки, получе¬
ны результаты, показанные на
рис. 4.
Рис. 5. Схема образования фес¬
тона при свертывании колпачкя
Как видно на рисунке, степень анизотропности возрастает
с температурой отжига и максимальную пластичность (наиболее
•высокое значение удлинения) обнаруживают пробы, «вырезанные
под углом 45° к направлению прокатки из листов, отожженных
при 800° С.
На рис. 5 схематически показан кружок, вырубленный из ли¬
ста, и свернутый из него <при первой штамповке колпачок. В дан¬
ном случае выступы на торцовой поверхности колпачка получа¬
ются на участках листа, расположенных под углом 45° к направ¬
лению прокатки.
Направленность, или текстура, в расположении кристаллов
создается не только в процессе холодной пластической деформа¬
ции, но и в процессе рекристаллизационного отжига деформиро¬
ванного металла. Самые высокопластичные металлы с особо
крупнокристаллическим строением, полученным в результате от¬
жига 'при высоких температурах («пережженные»), обнаружива¬
25
Рис. 4. Анизотропность
свойств листовой меди в
зависимости от темпера¬
туры отжига
ют пониженные показатели ав и 6 (т. е. и прочности и пластично¬
сти). Этот факт можно объяснить, во-первых, влиянием утолще¬
ния прослоек межкристаллитного вещества и, во-вторых, тем,
что в поверхностных слоях перегретого или пережженного метал¬
ла возникает текстура с преобладанием кристаллов меди, куби¬
ческие грани которых располагаются в плоскости прокатки, а
ребра в направлении прокатки.
Практика штамповки тонкостенных изделий из листовых ме¬
ди, латуни, мельхиора и других металлов показывает, что наи¬
более благоприятна для этих целей мелкозернистая структура,
при которой размеры кристаллических зерен порядка ^0,02 мм.
Изучением анизотропности свойств, текстуры в меди и фесто-
нистости за рубежом занимались исследователи Тамман, Кестер,
Глокнер, Видман, Кайзер и другие, в России — Е. Тронов,
в СССР — в институтах и на заводах Гипроцветметобработки.
На основании этих работ были сделаны следующие практические
выводы и рекомендации для предотвращения фестонистости
в процессе производства листов и лент, предназначаемых для
штамповки:
1. При последней прокатке полос и лент степень обжатия не
должна превышать 60%.
2. Температура конечного отжига листов и лент толщиной
1,0 мм должна быть ~550—600° С.
3. Промежуточный отжиг должен быть при температуре
— 700° С.
4. При соблюдении пп. 2 и 3 степень обжатия по п. 1 может
быть допущена и выше 60%.
На рис. 6 графически представлена зависимость величины
(высоты) фестона от степени обжатий и от температур предшест¬
вовавшего и конечного отжига.
В 1954 г. изучением влияния степени деформации и темпера¬
туры отжига на анизотропию механических свойств меди занима¬
лись Д. Г. Бутомо и П. С. Соломина.
Испытание механических свойств, анализ микроструктуры и
вырубка колпачков позволили им сделать следующие выводы:
1. Квазиизотропные механические свойства наблюдались»
когда расположение зерен в структуре было хаотическим с отсут¬
ствием какой-либо предпочтительной ориентации.
2. Для получения ленты с однородными механическими свой¬
ствами высокая температура предшествовавшего отжига — не
обязательное условие.
3. Ленту с квазиизотропными свойствами можно -получить,
применяя небольшие деформации (~50%). В этом случае допу¬
стима любая температура предшествовавшего отжига.
4. При больших степенях деформации (70—80%) интервал
температур предшествующего отжига, позволяющий получить
ленту с однородными механическими свойствами, суживается и
равен 550—600° С.
26
5. Температура окончательного отжига меньше влияет на ани¬
зотропию механических свойств, чем степень деформации и тем¬
пература предшествовавшего отжига.
6. Повышение температуры окончательного отжига способст¬
вует увеличению анизотропии механических свойств.
Эти выводы мало отличаются от приведенных выше.
Д. И. Лайнер и Е. И. Крупникова-Перлина проверяли влия¬
ние различных добавок к меди на анизотропию ее механических
свойств.
Пробные слиточки меди толщиной 50 мм с добавками по от¬
дельности 0,29% Ni; 0,32% Pb; 0,42% Sb; 0,12% Ag были прока¬
таны дважды; первый раз с предварительной строжкой в горячем
состоянии при 600° С до 10 мм, второй раз после вторичной
строжки в холодном состоянии до 0,5 мм, т. е. с обжатием
-96%.
Образцы из полос, (вырезанные под углами 45° и 90°, отож¬
женные в вакууме при 700° С, при испытании на растяжение по
определению удлинения показали, что добавки Ni и РЬ к меди не
оказывают влияния на анизотропию механических свойств. До¬
бавка серебра несколько уменьшает анизотропию, наиболее силь¬
ное уменьшение анизотропии вызывает добавка сурьмы. Авторы
объясняют это тем, что сурьма обладает в два раза меньшим
поверхностным натяжением, чем серебро.
Рис. 6. Влияние температуры отжига и степени деформации
на высоту фестона:
а — при постоянном обжатии (97"/в) без промежуточных отжигов;
6 — при разных обжатиях
2
Глава mm
МЕДНОЦИНКОВЫЕ СПЛАВЫ
Медноцинковые, или латунные, сплавы
имеют широкое и (весьма разнообразное
применение в технике.
Латунь изготовлялась еще за 1500 лет
до н. э. По сообщениям Аристотеля (4 в.
до н. э.), латунь впервые начали готовить
моссинэки, жившие на побережье Черно¬
го моря к западу от Трапезунда. По бо¬
лее поздним описаниям моссинэкская
медь отличалась чрезвычайным блеском
и белизной. При получении ее примеши¬
вали к меди особый сорт тамошней земли,
которая плавилась вместе с медью. Суве¬
ренностью можно считать, что к меди до¬
бавляли галмей (или каламин) и получа¬
ли при этом латунь.
До 1781 г. латунь готовили путем
сплавления меди с цинковой рудой (гал¬
меем) и древесным углем. Получение ла¬
туни «путем сплавления меди и цинка бы¬
ло введено в производство лишь в 1781 г.
В России латунь, применяемую в тех¬
нике, часто называли «желтой медью»,
потому что большая часть разновидно¬
стей технических латуней имеет желтый
цвет разных оттенков.
У одного и того же сплава (претерпе¬
вающего фазовые превращения) оттенок
изменяется в зависимости от вида термической обработки.
Так, например, латуни с содержанием цинка в пределах от
38 до 54% при закалке в области смешанных кристаллов р-лату-
ни приобретают зеленовато-желтый оттенок, в то время как после
медленного охлаждения те же сплавы имеют чисто желтый или
золотисто-желтый цвет.
Диаграмма состояния сплавов
системы Си —Zn
Кажущаяся на первый взгляд сложной диаграмма состояния
сплавов системы медь — цинк в действительности относительно
28
Исторические
данные
о латунных
сплавах
простая (рис. 7). Поверхность ее распадается на следующие уча¬
стки:
1. Область твердого раствора а (цинка в меди). Решетка ку-
о
бическая гранецентрированная, а при 100% Си равна 3,608 А, при
62,5% Си — равна 3,693 А.
2. Область другого твердого раствора фазы р, построенного
на базе химического соединения электронного типа CuZn (пере-
Рнс. 7. Диаграмма состояния сплавов системы Си -Zn
менного состава). Концентрация меди в фазе р при разных тем¬
пературах может меняться в пределах от 63% до 56,5%. Ре-
о
шетка p-фазы объемноцентрированная кубическая, а = 2,94 А.
3. Область твердого раствора ^у-фазы, построенного на базе
второго соединения электронного типа CusZne (отношение числа
валентных электронов к числу атомов Решетка сложная,
кубического типа с ячейками, состоящими из 52 атомов, а =
= 8,85—8,86 А.
4. Область 6-фазы — фазы, существующей только в узком ин¬
тервале температур (между 697 и 555°С).
29
5. Область г-фазы, построенной на базе третьего соединения
электронного типа CuZn3 (с отношением числа -валентных элек¬
тронов к числу атомов, равным—j Решетка гексагональная: а =
= 2,718 А; с = 4,294 А при 20% Си; — = 1,585.
а
6. Область твердого раствора rj меди в цинке с гексагональ-
о о
ной решеткой. Решетка гексагональная: а = 2,670 А; с = 4,966 А;
— = 1.860.
а
Из этих шести фаз только a-фаза образуется непосредственно
при кристаллизации первой группы сплавов из расплавленного
состояния.
Все остальные фазы р, у, 6, е и т] образуются по перитектиче-
ским реакциям: р образуется путем превращения a-фазы при
905° С; у из р при 835° С; 6 из у при 697° С; г из 6 при 594° С; ц
из е при 424° С.
Между областями чистых фаз имеются промежуточные обла¬
сти со структурами: а + Р; р + у; у + 6; б + е; у + е; е + rj.
Граница области a-фазы справа (кривая изменения раствори¬
мости Zn в Си с температурой) указывает на то, что концентра¬
ция Zn в кристаллах a-фазы с понижением температуры не по¬
нижается, как IB большинстве случаев, а повышается. В резуль¬
тате этого при остывании затвердевших сплавов с первоначальной
структурой а твердого раствора структура а-латуни испытывает
превращение — по мере понижения температуры кристаллы а
обогащаются цинком: при 905° С они содержат лишь 32,5% Zn;
при 0° С содержат уже 39% Zn.
Сплавы, содержащие 0—39% Zn, при температурах от 0 до
500° С будут иметь структуру а-латуни, из них сплав с 39% Zn
при температуре около 850° С будет иметь уже структуру р-ла-
туни.
При 600° С он будет иметь структуру, состоящую почти из
равных количеств кристаллов а- и р-латуни.
Спла© с 40% Zn при комнатной температуре имеет согласно
диаграмме структуру, состоящую в большей части из кристаллов
а-латуни и частично из p-кристаллов, при 800° С тот же сплав
будет состоять на 100% из р-кристаллов.
Указанные свойства латунных сплавов со структурой а и а +
+ р позволяют применять к этим сплавам термическую обработ¬
ку (закалку и отпуск), с 'помощью которой можно широко варьи¬
ровать структуру и получать различные физико-химические свой¬
ства этих сплавов.
В свойствах а-латуни и р-латуни имеется большая разница.
Латуни, содержащие 0—39% Zn, имеющие структуру а-твер-
дого раствора, мягки, пластичны и вязки, обладают высокой ков¬
костью при горячей и при холодной обработке давлением.
20
Латуни со структурой *р-латуни в горячем состоянии облада¬
ют высокой пластичностью, но в холодном состоянии пластич¬
ность их очень мала, а при содержании в них около 50% Zn они
уже не выдерживают холодной обработки давлением.
По этой причине технические латунные деформируемые спла¬
вы чаще'всего имеют структуру а-латуни или а + р-латуни.
На диаграмме состояния имеются еще пунктирные линии при
температурах 454 и 468° С, указывающие на то, что при этих
температурах сплавы претерпевают процессы упорядочения ре¬
шетки твердого раствора р, ©следствие чего ниже этих темпера¬
тур фаза р обозначается как р'.
Фаза у при температуре около 270° С испытывает также сла¬
бо выраженное превращение, природа которого пока не установ¬
лена: возможно, что это превращение является упорядочением
решетки у-фазы.
Наконец, работы С. Т. Конобеевского с медноцинковыми
сплавами показали, что кривая изменения растворимости цинка
в меди в зависимости от температуры ниже 450° С изгибается в
сторону меди, свидетельствуя о том, что -в этом интервале рас¬
творимость цинка в меди с понижением температур понижается.
При обработке технических сплавов практически это не обна¬
руживается и указанное уточнение диаграммы имеет пока лишь
теоретическое значение.
Сплавы со структурой чистой p-фазы, р + у-фазы, чистой
у-фазы, у + е-фазы и чистой е-фазы ввиду хрупкости кристаллов
р, у, е технического применения не имеют.
Из диаграммы Си — Zn следует, что любой сплав с содержа¬
нием меди 67,5—61% по равновесной диаграмме при низких
температурах от 0 до 400° С должен иметь однофазную структу¬
ру а-латуни. При высоких температурах фигуративные точки
этих сплавов попадают или в двухфазную область а + р-латуней,
или даже в однофазную область р-латуни; т. е. и при нагревании,
и при охлаждении фазовый состав этих сплавов претерпевает
изменения: при нагревании частичное или полное превращение
а->- р, при охлаждении, наоборот, частичное или полное превра¬
щение р->а.
Возьмем для примера латунь Л62, содержащую номинально
62% Си. При комнатной температуре это будет а-латунь. При
нагревании приблизительно при 500°С вертикаль фигуративной
точки ее вступит в область а -I- Р; при температуре около 700° С
эта латунь будет иметь структуру, состоящую примерно на 50%
из a-фазы и на 50% из p-фазы. При температуре 850°С фигура¬
тивная точка этой латуни вступит уже в однофазную область
р-латуни
Путем резкого охлаждения (закалки) сплава, например при
температуре 700° С, можно зафиксировать в этом сплаве струк¬
туру а + р (50 : 50), а путем закалки при 850° С можно зафикси¬
ровать структуру р-латуни.
31
В обоих случаях структура закаленного сплава будет при
комнатной температуре неустойчивой. Насильственно задержан¬
ная в структуре частично или полностью фаза р окажется пере¬
сыщенной медью, так как нормальное содержание меди в р-фазе
при комнатной температуре ~54,5%, при 700° С ~59% Си, при
850°С -61,5%.
Пересыщенные медью кристаллы р-латуни будут стремиться
освободиться от излишков Си. Излишние атомы меди, выделяясь
из пересыщенного раствора, в ассоциации с атомами цинка будут
образовывать более богатые медью кристаллы а-фазы.
Указанное превращение р а само собой начаться не может.
Но при некотором повышении температуры закаленного сплава
с увеличением подвижности атомов процесс превращения нач¬
нется; интенсивность и полнота завершения его будут зависеть от
температуры и продолжительности выдержки при ней закален¬
ного сплава.
Г. В. Курдюмов и его сотрудники обнаружили в сплавах си¬
стем Си — А1, Си — Sn и Си — Zn особое явление — мартенсит-
ное превращение. Исследованиями было установлено, что латунь
с содержанием Zn около 40%, закаленная в воде с 850—865° С,
получившая при этом структуру р, при погружении © жидкий воз¬
дух дает тепловой эффект при температуре —14° С. Было уста¬
новлено также, что p-фаза после обычной закалки находится в
метастабильном состоянии и при более глубоком 'повторном ох¬
лаждении частично переходит в новую а'-фазу, имеющую тетра-
° ° о
тональную решетку с параметрами: а = 3,750 А; с = 3,596 А;— =»
с
= 1,043. Параметр обычной кубической гранецентрированной ре-
о
шетки a-фазы равен 3,693 А. Таким образом, решетка а' — ис¬
каженная решетка a-фазы. Превращение р-^а', возникающее
при —14° С, когда диффузионные процессы невозможны, являет¬
ся бездиффузионным («мартенситным») и возникновение тетра¬
гональной (упорядоченной) решетки напоминает превращение 0-
фазы в медноалюминиевых бронзах (неупорядоченной) в р'-фазу
(упорядоченную).
При охлаждении p-фазы при температурах выше мартенсит-
ной точки происходит переход неупорядоченного распределения
атомов обоих компонентов p-фазы в упорядоченное распределе¬
ние их в фазе р'.
При отпуске неустойчивая а'-решетка преобразуется в ста¬
бильную решетку а-латуни; при 200° С этот процесс заканчивает¬
ся за 30 мин.
При обычном отпуске пересыщенная медью p-фаза распада¬
ется по типу р а + р.
Превращение пространственно центрированной p-решетки в
тетрагональную а' происходит с передвижением атомов внутри
решетки на расстояния не более межатомных, так же как при
превращении аустенита в мартенсит.
32
В работе Е. Хорнбогена был изучен вопрос о превращении
закаленной р-латуни 'при отпуске в .интервале температур между
200—300° С. При этом был использован метод электропроводно¬
сти: электропроводность а-латуни меньше, чем у р-латуни (при
одинаковой их концентрации). Поэтому в процессе превращения
р—► а электропроводность понижается.
Исследования показали, что при низких температурах выле¬
живания (отпуска) возникает игольчатое строение, сопровождае¬
мое увеличением твердости.
На полированной пробе в течение процесса превращения
образуется рельеф, характерный для явлений сдвига; ви¬
димо, процесс сопровождается фазовым наклепом. В результате
работы было установлено, что © обследованном интервале тем¬
ператур превращения (при отпуске) параллельно протекает про¬
цесс бездиффузионный (мартенситного типа) и процесс с некото¬
рым передвижением атомов (диффузионного типа).
При более или менее длительном вылеживании закаленных
образцов при температурах 200—300° С по истечении некоторого
'времени («инкубационного» периода) начинается процесс выде¬
ления новой фазы и связанное с ним твердение. Через некоторое
время сначала на стыках между кристаллами р-латуни, а затем
и внутри их образуются кристаллы новой «-фазы.
Превращение p-фазы с кубической объемноцентрированной
решеткой © a-фазу с кубической гранецентрированной решеткой
протекает через два промежуточных состояния Zp-фазы и za -фа¬
зы. С появлением этих фаз наблюдается твердение сплава. При
дальнейшем вылеживании промежуточные фазы Zp и za перехо¬
дят© а-латунь.
На процесс образования зародышей влияют внешние напря¬
жения: новая фаза легко образуется под ©лиянием сдвига.
Рис. 8, а, б, в, показывают, как идет процесс:
1) происходит изменение твердости при вылеживании (при
отпуске в зависимости от ч температуры и продолжительности
вылеживания); максимальная твердость достигается при темпера¬
туре вылеживания 210° С и очень большой продолжительности
>1000 ч\
2) параметр решетки р-латуни при вылеживании увеличива¬
ется и при 250° С после 10 ч достигает максимума.
Возникающая на первой стадии вылеживания и превращения
промежуточная фаза Zp имеет тетрагональную решетку с отно-
шением параметра — « 0,75.
а
Перед окончанием превращения р^а образуется вторая
промежуточная фаза za с тетрагональной решеткой, у которой
— = 0,92.
а
Дальнейшее превращение р -+а сопровождается новым уве-
з д. И. Сучков
33
личением отношения —; когда отношение достигнет единицы, это
а
будет уже законченная фаза а.
При изучении влияния состава на твердость в системе медно¬
цинковых сплавов установлено, что максимальную твердость при-
Рнс. 8. Изменение некоторых
свойств закаленной (3-латуни
при вылеживании:
а — зависимость твердости от вре¬
мени и температуры вылеживания;
6 — зависимость константы кри¬
сталлической решетки от продолжи¬
тельности вылеживания при 250° С;
в — изменение парамегров решетки
на первой стадии вылеживания
обретают сплавы, имеющие структуру у-фазы, когда содержание
Zn = 60 ± 5%. Одновременно эти спла-вы являются и наиболее
хрупкими.
Таблица 8
Реэультатыхимичесного анализа
разрушенной коррозией латунной
трубы
Таблица 9
Обесцинкование латуни
в морской воде
Элементы
Содержание
элементов, %
Элементы
Содержание, %
в здоровом слое
латуни, лежащом
под разрушенным
коррозией
в разрушенном
коррозией слое
в здоровом мате¬
риале
в полностью раз¬
рушенном корро¬
зией материале
Медь
70,40
97,42
Медь
59,2
96,70
Цинк
28,81
0,69
Цинк
40,37
1,29
Олово
0,28
0,46
Свинец
0,24
1,05
Свинец
0,21
0,06
Железо
0,32
0,Ю
Железо
0,08
0,08
Олово
Остальное
34
На характер химического разрушения металлов и сплавов
большое (Влияние оказывает их кристаллическая структура.
В медноцинковых сплавах, содержащих относительно боль¬
шие количества цинка с его сильно отрицательным электродным
потенциалом, коррозионные явления протекают с рядом особен¬
ностей, на которых следует остановиться подробнее.
Если латунь, содержащую 29—30% Zn, подвергнуть длитель¬
ному воздействию морской
воды, то процесс разъедания
металла идет не по всей по¬
верхности и не во всех час¬
тях объема его равномерно.
Растворение металла в
агрессивной среде протекает
избирательно: цинк перехо¬
дит в раствор очень интен¬
сивно, а медь замедленно.
На рис. 9 изображена
трубка из латуни с 29% Zn,
взятая из холодильника для
охлаждения масла: внутри
трубки протекало горячее
масло а снаружи трубка ох¬
лаждалась морской водой.
На рисунке видно, что на¬
ружный слой оказался разъ¬
еденным морской водой.
Трубка подвергалась
снаружи обесцинкованию:
содержание цинка в прокор-
родировавшем слое резко сократилось, а содержание меди резко
повысилось, что видно из табл. 8.
• На рис. 10, а также видно обесцинкование а-латуни в теплой
морской воде.
У латуней с оолее высоким содержанием цинка (>36%) с
двухфазной структурой, состоящей из смеси богатых медью сме¬
шанных кристаллов a-твердого раствора и богатых цинком
кристаллов (З-твердого раствора, процесс коррозионного разру¬
шения идет иначе. Пребывание в морской воде здесь также вы¬
зывает обесцинкование, но в этом случае разрушению подвер¬
гаются преимущественно кристаллы p-фазы, более богатые цин¬
ком, а потом «разрушение» распространяется и на а-кристаллы.
На рис. 10, б видно начавшееся коррозионное разрушение
у двухфазной а + р-латуни с содержанием ~40% Zn. Из рисунка
следует, что темные богатые цинком p-кристаллы начинают раз¬
рушаться в первую очередь. Химический анализ латунного кор¬
пуса холодильника, насквозь разрушенного морской водой, при¬
веден в табл. 9.
3*
35
Рис. 9. Трубка маслоохладителя из
латуни с 29% Zn, разъеденная мор¬
ской водой
Такого же характера разрушение по принципу обесцинкова-
ния наблюдалось и в местах пайки, которая производилась ла¬
тунным «крепким» припоем (54—36% Си).
О губительном действии коррозии на различные латунные
предметы, подвергавшиеся холодной обработке давлением и
Рис. 10. Влияние морской воды на латунь:
а — микроструктура а-латуни. Х350 (видны следы обесцинкования): б — начав¬
шееся разрушение латуни, содержащей 40°/о Zn (следы разъедания видны в
левой части)
имеющие скрытые (остаточные) упругие напряжения, сказано
более подробно на стр. 87.
Примеси в медноцинновых сплавах
и их влияние на струнтуру
и свойства сплавов
Технические металлы всегда имеют более или менее значи¬
тельные количества металлических или неметаллических приме¬
сей других элементов, в том числе газов.
Обычные технически чистые металлы Мп, Та, Ti, Zr, Hf, Be,
Cr, Mo, W и многие другие являются хрупкими. При максималь¬
ной степени чистоты эти же металлы становятся ковкими, пла¬
стичными.
Допустимые шределы колебаний в составе сплавов изложены
в Государственных общесоюзных стандартах (ГОСТах), обяза¬
тельных как для изготовителей изделий из металлов и сплавов,
так и для потребителей их.
Допуски для основных компонентов и примесей установлены
на основе многолетного опыта работы заводов, результатов мно¬
гочисленных работ заводских лабораторий и исследовательских
институтов, отечественных и зарубежных.
36
te большинстве стандартов прошлых лет на чистые металлы
и сплавы допуски по самым вредным примесям не снижались
дальше 0,0003%- Новая техника последних лет требовала зна¬
чительно более чистых металлов и соответственно более совер¬
шенных методов очистки металлов от примесей.
В 1952 г. появилось сообщение о новейшем способе (очистки
металлов от примесей), позволяющем получать особо чистые ме¬
таллы. Это был способ зонной плавки или зонной перекристал¬
лизации металлов, основоположником которого является
В. Дж. Пфанн. Сущность зонной плавки, или очистки металлов
от примесей, основана на разной степени растворимости приме¬
сей в металлах -в твердом и жидком состоянии. Чаще ©сего эта
растворимость в жидком металле выше, чем в твердом. В дру¬
гих (более редких) случаях — наоборот.
Процесс зонной плавки-очистки осуществляется так. В про¬
долговатую лодочку из тугоплавкой керамики укладывают проб¬
ный стержень из подлежащего очищению металла. Лодочку
с этим образцом помещают в кварцевую трубку, заполненную
нейтральным газом, например аргоном. Трубка на небольшой
длине с помощью нескольких витков индуктора может нагре¬
ваться до температуры, достаточной для расплавления образца
в лодочке.
При медленном передвижении лодочки внутри трубки отдель¬
ные участки лежащего в ней образца могут переходить на не¬
большое время в жидкое состояние, а затем снова затвердевать.
При этом примеси, понижающие точку плавления металла, будут
все время стремиться переместиться в расплавленный металл,
накапливаться в нем. Примеси, повышающие точку плавления
металла, будут стремиться остаться в его твердой части. В пос¬
леднем случае жидкий металл будет не обогащаться, а обеднять¬
ся примесями.
Таким образом, фронт кристаллизации при зонной плавке
в своем движении может одни примеси оттеснять, а другие захва¬
тывать.
Для определения направления перемещения примеси при
зонной очистке, 'по Пфанну, можно пользоваться правилом:
«Примесь перемещается вместе с зоной, если она более раство¬
рима в зоне, чем в фазе, отлагающейся позади зоны».
При неоднократном повторении движений лодочки с метал¬
лом содержание примесей в образце на длине его, проходящей
через зону плаеления, ©сякий раз снижается, а на конце образца,
куда ©се время при движении лодочки устремляются примеси,
происходит, наоборот, накопление примеси. Концы образца с
накопившимися примесями после рафинировки удаляются.
О степени чистоты металла, достигаемой методом зонной
плавки, говорят такие факты.
Алюминий с исходной чистотой 99,99%-в лодочке из глинозе¬
ма за три прохода через зону, нагреваемую токами высокой ча-
37
стоты со скоростью передвижения 0,5 см/ч, оказался настолько
чистым, что после холодной прокатки самопроизвольно рекри-
сталлизовался даже при комнатной температуре.
Имеются также сведения об освоении метода непрерывной
зонной перекристаллизации.
По расчетным данным при непрерывном процессе очистки
содержание примеси в материале будет меняться так: после 4
проходов примесей останется 1,5-10-2; после 8—2,4- Ю-5; после
16—6- 10-10.
Прежними аналитическими методами такие количества при¬
месей проверить нельзя. Но некоторые примеси, оставшиеся по¬
сле очистки в количестве всего 10~9, могут оказывать серьезное
влияние на свойства металла и содержание их проверять необхо¬
димо. Новый радиоактивационный метод позволяет, например,
в кремнии определять: 10-8 As; 10-9 Си; 10~9 Sb; 10^10 Аи;
2-10-8 Р; 4• 10-9 К; 10~9 Na.
Вначале зонная очистка была лишь чисто лабораторным ме¬
тодом, но в настоящее время она начинает «внедряться и в про¬
изводство. В статье А. Ю. Баймакова и др. сообщается, что
в Гипроникеле создана модель промышленной установки для
этой цели.
Схема аппарата горизонтальной зонной очистки представ¬
лена на рис. 11.
Имеется краткое описание вертикальной зонной плавки меди.
Слиток помещали в кварцевую трубку, наполненную аргоном.
Высота расплавленной зоны соответствовала примерно диамет¬
ру слитка, зона перемещалась снизу вверх со скоростью 16 мм/ч.
Нагрев осуществляется с помощью индуктора конической фор¬
мы, имеющего 2—3 обмотки.
Для полноты представлений о новейших методах плавки и ра¬
финирования металлов можно отметить еще плавку и рафиниро¬
вание электронной бомбардировкой для получения тугоплавких
металлов высшей чистоты (Ti, Мо, Та, Zr, Nb).
3s
Рис. 11. Схема аппарата горизонтальной зонной
плавки для очистки металлов от примесей:
1 — зона плавления; 2 — индукционные кольца для
нагрева; 3 — направляющие для лодочки; 4 — лодочка
(изложница); 5 — слиток; 6 — кварцевая трубка; 7 — тяга
По литературным данным этот метод на некоторых зарубеж¬
ных заводах уже внедряется в производство. Имеются установ¬
ки мощностью до 200 кет, выплавляющих слитки .весом до 90 кг.
Метод электронной бомбардировки, основанный на испаре¬
нии примесей в глубоком вакууме (^10-4 мм рт. ст.), позволяет,
например, получить ниобий такой чистоты, что из заготовки его
диаметром 74 мм можно было прокатать фольгу толщиной
0,0127 мм без .промежуточного отжига.
Рассмотрим влияние некоторых важнейших примесей на свой¬
ства медноцйнковых сплавов.
В деформируемых сплавах вреднейшей примесью заслуженно
считается висмут, так как малейшие примеси висмута сообщают
им и красноломкость и хладноломкость по тем же причинам, ко¬
торые были изложены ранее (см. стр. 14).
В работе М. В. Мальцева и др. о нейтрализации вредного
влияния Bi в меди и а-латунях говорится о том, что при содержа¬
нии Bi в латунях со структурой а в количествах даже 0,05% вис¬
мут в структуре сплава находится в виде тонких прослоек,
обволакивающих зерна основного твердого раствора, делающих
сплав хрупким при горячей и холодной обработках давлением.
Такое расположение висмута можно изменить, если ввести не¬
большие присадки элементов, которые образуют с висмутом туго¬
плавкие химические соединения с температурой образования, °С:
BiCe 1525 BiLi3 1145
BiC4 1630 BiCa 928
BiC3 1400 BinZrm 2000
В пробные сплавы из чистой меди с содержанием 0,05% Bi
(рис. 12) и из латуни Л68 с содержанием 0,05% Bi (рис. 13) вво¬
дили добавки, %:
Се 0,05—1 Mg 0,1—0,2
Li 0,05—0,2 Zr 0,05—0,2
Са 0,05—0,3
После этого пробные слиточки меди и Л68 были прокатаны;
структура содержащих присадки проб изменилась. При опреде¬
лении механических свойств (ав, 6, ■ф) мри 800 и при 20° С лучшие
результаты показали образцы меди с добавкой 0,2% Се; образцы
латуни Л68 с добавками 0,2% Се и 0,05% Li.
Латуни а и а + 0, содержащие Bi, после небольшого наклепа
(около 20%) при быстром нагреве (при отжиге) даже при 600°С,
дают проходящие между кристаллами трещины благодаря внут¬
ренним напряжениям. Висмут при этой температуре становится
жидким. При переходе в жидкое состояние он сжимается. В то
же время объем основного твердого раствора при быстром нагре¬
ве увеличивается.
Несколько большей растворимостью в твердом состоянии в
латунях обладает сурьма. Исследовательские работы на Кольчу-
гинском заводе показали следующее:
39
1. Слитки Л68 толщиной около 38 мм с содержанием 0,01%
Sb холодную прокатку с промежуточными отжигами выдержива¬
ли, но при механических испытаниях доказали резкое ухудше¬
ние св и 6.
2. Опытные слитки Л62 диаметром 115 мм с содержанием
0,05% Sb, пройдя горячую прокатку на размер 19 X 19 мм и хо¬
лодную прокатку на размер 14 X 14 мм, стали хрупкими и в
дальнейшую обработку не были пропущены.
3. Латунь Л62, содержавшая 0,1% Sb, горячую прокатку вы¬
держивала, но при холодной листовой прокатке давала рваные
кромки, штамповку из листов тонкостенных изделий выдержи¬
вала плохо.
В 1922 г. автору пришлось исследовать причину хрупкости
латуни, содержавшей примерно 61% Си. Слитки были в виде
круглых дисков толщиной около 40 мм. Горячую прокатку они
выдержали хорошо. Полученные из них круги в виде блинов
диаметром около 1 м толщиной примерно 6,0 мм были пущены
© разрезку на спиральных дисковых ножницах для получения
«резки» — заготовки для дальнейшего волочения на проволоку.
При разрезке кругов получили 100%-ный брак: «резка» ока¬
залась хрупкой. Металлографическое исследование травленого
шлифа показало, что по границам кристаллов р-латуни всюду
была видна необычная светлая составляющая в форме ободка,
который был обогащен РЬ и Sb. Выяснилось, что в каждую плав¬
ку (100 кг металла) рабочие забрасывали по несколько шариков
шрапнели из гарблея.
По зарубежным данным латунь Л70, содержавшая сурьму
в пределах от 0 до 0,20%, при испытаниях на повторные переги¬
бы в плашках до излома после закалки в воде дает значительно
лучшие результаты, нежели та же латунь после медленного ох-
40
Рис. 12. Влияние Bi на механи¬
ческие свойства меди
Рис. 13. Влияние Bi на меха¬
нические свойства а-латуни
лаждения, что можно объяснить изменением растворимости
сурьмы в латуни в твердом состоянии в зависимости от темпе¬
ратуры.
Некоторые заводы в прошлом отжиг колпачков латуни Л68
после первой холодной штамповки проводили в цилиндрических
горизонтальных вращающихся печах, из которых раскаленные
колпачки падали © ванну с водой. Такой простой прием может
способствовать удержанию значительной доли вредных примесей
в твердом растворе и повышению обрабатываемости давлением.
По другим данным, хрупкость меди и латуни Л70, возникаю¬
щую вследствие наличия примесей Sb, Р и S, можно устранить
добавками лития в расплав. Благоприятное влияние Li можно
объяснить так: Li и Sb дают прочное химическое соединение
Li3Sb, температура плавления которого 1145° С. Образовавшись
на первой стадии кристаллизации, кристаллы Li3Sb займут поло¬
жение ©нутри кристаллов основного твердого раствора и не бу¬
дут вредно влиять на пластичность сплава.
В работе М. В. Мальцева и Н. С. Соловьева было установле¬
но, что растворимость Sb в латуни Л68 при 550° С равна 0,6%,
при 200° С — 0,01%. В литых латунях типа Л68 присутствие
0,05% Sb вредно отражается на холодной обработке давлением,
а при содержании 0,1% Sb латунь нельзя обрабатывать в горя¬
чем состоянии. Вредное действие Sb на холодную обработку
увеличивается с повышением содержания Zn.
При обработке а + {5-латуней в горячем состоянии содержа¬
ние 0,2—0,3% Sb не оказывает существенного влияния. Установ¬
лено весьма благоприятное действие закалки на повышение
пластичности сплавов: при нагревании Sb в пределах ее раство¬
римости она переходит в твердый раствор и при закалке остает¬
ся в растворе. При медленном охлаждении избыток сурьмы вы¬
деляется, образуя тонкие прослойки между зернами —кристал¬
лами р. Это вполне совпадает с тем, что наблюдалось в описан¬
ном выше случае на Кольчугинском заводе.
Вопрос о влиянии примеси фосфора на свойства латунных
сплавов достаточно сложен. Около 45 лет тому назад фосфор
считали основным раскислителем латунных сплавов. Например,
при изготовлении сплава Л68 ответственного назначения в ка¬
честве раскислителя применяли фосфор или марганец. Когда
было установлено, что цинк является более энергичным раскис¬
лителем, чем фосфор, от частичного применения Р при изготов¬
лении слитков медных сплавов все же не отказались. Медь, рас¬
плавленную в первую очередь, при плавке бронз на свежих ме¬
таллах, перед присадкой других компонентов (Al, Sn и т. д.) рас¬
кисляют фосфором. При аналогичном методе ведения плавки
латунных сплавов медь предварительного раскисления фосфором
не требует. В этих случаях фосфор добавляют перед разливкой
готового сплава (после снятия покровного защитного слоя
и шлака). Присадка фосфора здесь играет двоякую роль: во-
41
первых, фосфор принимает участие в офлюсовании имеющихся
в расплаве окислов путем образования таких соединений, как
Si02P205; ЗРЬО• Р2Об; А1203-ЗР205; 5Ca0.Si02-P205; Na20-
•2МпО-Р2Об и др.; во вторых, есть основания предполагать, что
присадки фосфора уменьшают смачиваемость расплавом защит¬
ного слоя древесного угля и шлаков, вследствие чего потеря ме¬
талла в виде корольков, увлекаемых углем и шлаком при съемке
их с литейными сорами, сокращается. Однако при введении
Таблица 10
Влияние принеси фосфора на механические свойства
в полосах латуни Л68
Содержание Р
%
Полосы неотожженные
Полосы отожженные
°в
кГ/мм2
&, %
°в
кГ'мм2
в. %
0,00
47,2
8,7
31,8
61,8
0,004
49,5
8,6
34,8
55,2
0,011
55,3
6,4
36,9
52,5
0,02
59,3
5,2
37,8
47,8
присадок фосфора в сплавы ответственного назначения надо
соблюдать большую осторожность, так как даже незначитель¬
ные количества фосфора, оставшегося в сплаве, заметно сни¬
жают пластические свойства латуни (табл. 10).
При содержании в латуни фосфора выше 0,05% в структуре
появляется фосфид С113Р, в результате значения 6 снижаются
и возникает пористость.
По другим данным примесь фосфора в латуни »при содержа¬
нии Р ^ 0,15% делает латунь пузыристой, непригодной к исполь¬
зованию. Причина этого не установлена. Предположительно это
можно объяснить тем, что после завершения раскисления часть
фосфора остается в расплаве в виде включений Р205, которые
при высоких температурах до полного затвердевания будут на¬
ходиться в парообразном состоянии, в виде пузырей. По мере
дальнейшего остывания P2Os начнет переходить в жидкое и твер¬
дое состояние, объем пузырей Р2Об будет резко сокращаться, что
может привести к образованию .пор.
Большой интерес представляет вопрос о характере влияния
примесей свинца на свойства латунных сплавов, особенно на
пластичность — обрабатываемость латуни в горячем состояний.
В твердые растворы меди с цинком свинец входит в ничтожно
малых количествах: в меди его растворимость не превышает
0,05%, в цинке — не превышает 0,03%.
Точных данных о пределах растворимости его в а- и 0-лату¬
нях не имеется.
Низкая растворимость свинца в меди, цинке и в латунях,
большая разница в плотности (Си = 8,94; Zn = 7,13; РЬ = 11,34)
42
являются причиной значительной склонности свинца к ликвации
в сплавах с медью (свинцовые бронзы), в сплавах с цинком и в
латунных сплавах. Ликвация свинца в медноцинковых сплавах
сильнее наблюдалась в прошлом, когда их .плавили в тигельных
горнах, где перемешивание расплава было затруднительно. Если
сплав, содержащий свинец, не подвергался тщательному пере¬
мешиванию перед самой разливкой и слиток остывал медленно,
в нем обнаруживалось неравномерное распределение свинца со
всеми вредными последствиями.
История вопроса о влиянии свинца на обрабатываемость дав¬
лением латунных сплавов подробно изложена в главе об обра¬
ботке давлением латунных сплавов.
Вредные примеси в латунях — «кремний, магний, фосфор и
мышьяк даже при содержании 0,1 %■
В отношении кремния это не согласуется с более поздними
данными. Среди современных деформируемых технических спла¬
вов, внесенных в стандарты, есть кремнистые латуни с хорошими
свойствами, например ЛК80-3. Кремний может оказывать вред¬
ное влияние на пластичность специальных многокомпонентных
деформируемых латуней. Обладая высоким эквивалентом Гийе
(10), он в специальных латунях, сильно легированных другими
элементами (Мп, Al, Fe и др.), будучи введен даже в небольших
количествах, может вызвать структуру чистой или почти чистой
р-латуни с сильно пониженными свойствами пластичности в хо¬
лодном состоянии.
Кремний в латуни Л68 растворяется в количестве не бо¬
лее 1,25%.
При содержании в Л68 кремния ^1,4% в структуре наблю¬
дается появление обособленной составляющей. Последняя на¬
блюдается также в латуни, содержащей 63,61% Си и 2,53% Si, и
в латуни, содержащей 57,1% Си и 1,96% Si. Кадмий раство¬
ряется в латуни в количествах до 0,9%. При больших содержа¬
ниях он вызывает понижение механических свойств.
Что касается магния, то растворимость его в меди и цинке
мала, в латуни он растворяется до 0,2—0,3%.
При содержании магния в латуни появляются другие состав¬
ляющие, -которые неблагоприятно влияют на показатели механи¬
ческих свойств. Эквивалент Гийе то магнию в латунях равен 2Д
О том, что добавки одновременно Si и Mg способствуют хруп¬
кости и являются нежелательными добавками в высокопрочных
(специальных) латунях, говорит и Патч.
По тем же данным примеси Sb, Cd, Bi сообщают латуням
красноломкость, когда они присутствуют в количествах >0,05%.
Небольшие количества мышьяка (не более 0,05%) при изго¬
товлении латуни вредного действия не оказывают. При больших
содержаниях мышьяка латунь при прокатке легко дает трещины.
Небольшие содержания Те и Se в меди, применяемой для
изготовления латуни, весьма неблагоприятно влияют на обраба¬
43
тываемость латуни: оба эти элемента нерастворимы ни в меди,
ни в цинке; образуя в сплавах твердые и хрупкие теллуриды и се-
лениды (Си2Те и Cu2Se), они могут служить причиной появле¬
ния трещин при обработке давлением.
Железо как -примесь в деформируемых латунях менее вредно,
чем Bi и Sb. Горячей обработке давлением небольшие количест¬
ва Fe не препятствуют, но понижают обрабатываемость в холод¬
ном состоянии. В а- и р-латунях растворяется не более 0,35% Fe.
Это количество немного повышает значения предела текучести,
прочности и твердости и понижает значения относительного
удлинения.
Вследствие малой растворимости железа в меди и цинке при¬
месь его затрудняет диффузионные процессы в латуни, обуслов¬
ливает измельчение структуры и повышение температуры рекри¬
сталлизации, вместе с тем железо снижает коррозионную стой¬
кость латуни.
По Смирягину при содержании ниже 0,35% Fe на микрошли¬
фе можно наблюдать обособленную железистую составляющую
в виде округлых включений. Наличие магнитных свойств в лату¬
ни обнаруживается уже при содержании >0,03% Fe.
Влияние специальных добавон
на структуру и свойства
медноцинковых сплавов
Введение в твердый раствор бинарных сплавов добавок треть¬
их компонентов с отличными от основных компонентов парамет¬
рами кристаллической решетки приводит к изменению парамет¬
ров решетки первоначального твердого раствора, вызывая увели¬
чение степени напряженности в кристаллической структуре спла¬
ва, что (выражается в повышении значений ‘прочностных показа¬
телей этих сплавов (НВ, ав, ат) и чаще всего с одновременным
снижением показателей пластических свойств (яр, 6, иногда ан).
Если добавка в латуни третьих компонентов 'производится в
количествах, превышающих пределы их растворимости в твер¬
дом состоянии в основном растворе бинарного сплава, и избытки
их при кристаллизации из расплавленного состояния образуют
новые фазы (особенно в виде химических соединений), это вызы¬
вает еще более резкие изменения показателей всех свойств
сплава.
Изучение влияния присадок различных третьих элементов к
латунным сплавам на физико-механические, химические и техно¬
логические свойства открывало возможности для их технического
использования.
Латунные многокомпонентные сплавы, известные за рубежом
под названием «марганцовистых бронз», ныне имеют широкое
применение.
44
Замечательные овойства предложенных в 1876 г. Парсонсом
специальных латуней вызвали большой интерес к изучению
последних. Бронза Парсонса имела состав: 57—58% Си; 0,50 Sn;
1,0% Fe; 1,0% Mn; 1,0% Al; 0,2% Ni; остальное — Zn.
Эта и подобные ей, позднее появившиеся, специальные лату¬
ни дают очень высокие показатели механических свойств, облада¬
ют свойством сохранять высокую прочность при повышенных
температурах, обнаруживают очень высокие коррозионную и
противокавитационную стойкости, что особенно важно при рабо¬
те гребных винтов океанских пароходов и других деталей.
И, наконец, эти сплавы хорошо выдерживают горячую обра¬
ботку давлением и в небольшой мере холодную обработку дав¬
лением.
Эти латуни обладают относительно небольшой склонностью к
газопоглощению, что облегчает получение плотных отливок. Ма¬
лая склонность к ликвации способствует получению высокой од¬
нородности состава в разных частях объема отливки.
В качестве легирующих элементов в специальных латунях
применяют: алюминий, марганец, железо, никель, олово, свинец,
кремний.
Практически они вводятся в небольших количествах (пример¬
но 1—2%) и в редких случаях для отдельных элементов не
более 4%. Влияние отдельных легирующих добавок на структуру
латуней в основном сказывается в одном и том же направлении.
Добавка каждого нового легирующего элемента (кроме никеля),
в той или иной мере растворимого в меди, увеличивает число
узлов в решетке основного твердого раствора, занятых третьими
элементами, изменяет параметры решетки и увеличивает ее
напряженность. Это, с одной стороны, способствует увеличению
количества p-фазы и, с другой, обогащает а- и p-фазы в латуни
легирующими компонентами, пока их количество не превышает
пределов растворимости в этих фазах. В случае превышения ука¬
занных пределов могут возникать новые фазы, в отдельных слу¬
чаях даже в форме химических соединений в виде обособленных
включений или эвтектик. Гийе установил, что добавка каждого
(кроме никеля) из указанных выше легирующих элементов в от-
Еюшении структуры равносильна введению в сплав добавочного
количества цинка и сопровождается увеличением в структуре
а + р-латуни количества р-фазы.
Добавка 1% легирующего элемента соответствует добавке
п • 1 % цинка. Значения коэффициента п для каждого из легиру¬
ющих элементов носят название «эквивалентов Гийе» и имеют
следующие величины:
Si Al Sn Mg Cd РЬ Fe Mn Ni
10—12 4—6 2 2 1 1 0,9 0,5 —1,4
Зная эквиваленты Гийе, можно по заданному составу спе¬
циальной латуни высчитать «кажущееся» содержание Zn в этой
45
латуни и по нему, согласно равновесной диаграмме состояния
сплавов системы Си — Zn, определить относительные количества
а- и p-фаз в сплаве в равновесном (отожженном) состоянии.
Возьмем для примера «марганцовистую бронзу» Парсонса,
состав которой приведен на стр. 45. В этой латуни по расчетам
«кажущееся» содержание цинка в сплаве будет: 38,3 + 7,12 =
= 45,42%. Структура латуни с таким содержанием цинка долж-
Рис. 14. Влияние важнейших ле¬
гирующих элементов на механи¬
ческие свойства латуни, содер¬
жащей 57% Си
Рис. 15. Прочность и удлинение спе¬
циальной латуни при повышенных
температурах
на состоять из p-кристалло© в преобладающем количестве и
a-кристаллов в незначительном количестве; при ускоренном ох¬
лаждении с «высоких температур можно получить чистую р-ла-
тунь. Однако кристаллы а- и р-латуни в данном сплаве будут су¬
щественно отличаться от кристаллов аир простой латуни тем,
что они будут содержать в твердом растворе, кроме Си и Zn
другие вышеуказанные компоненты: значение ав этой латуни бу¬
дет около 55 кГ/мм2, а 6 = 30%.
Другая специальная латунь («марганцовистая бронза» Рю-
беля) состава: 41 % Си; 48% Zn; 11 % присадок Mn, Ni, Fe и А1 —
имеет:
В литом состоянии ав, кГ/мм2 До 70
В горячепрессованном ств, кГ/мм2 До 75
В литом состоянии б, % 8—18
В горячепрессованном б, % 12—22
Специальные латуни в прокатанном состоянии могут давать
значения предела упругости 35—42 кГ/мм2, а временное сопро¬
тивление разрыву 90—105 кГ/мм2.
46
На рис. 14 показано влияние важнейших легирующих элемен¬
тов на механические свойства латуни, содержащей 57% Си; на
ординатах показано, на сколько единиц увеличиваются или
уменьшаются значения ав и 6 при введении соответствующего
процента легирующего элемента.
Все применяемые в технике специальные латуни отличаются
высокой пластичностью, ковкостью в горячем состоянии. На
рис. 15 шоказано изменение прочности (св) и относительного
удлинения (6) одной из специальных латуней. На рисунке видно,
что максимальной пластичности латунь достигает при температу¬
ре 750° С. При дальнейшем повышении температуры (до 800° С)
относительное удлинение резко падает. Начинает чувствоваться
перегрев в области чистой р-латуни, сильный рост зерна и частич¬
ное испарение Zn, связанное с ослаблением межкристаллических
связей.
Влияние мышьяка
Небольшие добавки As (0,065—0,068%)* не ухудшая проч¬
ностных показателей латуни, благоприятно влияют на жидкоте-
кучесть, способствуют получению более плотного литья и улуч¬
шению вязкости, что, вероятно, объясняется действием As как
восстановителя Си20. Но при больших содержаниях «присадка As
становится вредной, так как способствует образованию трешин.
Влияние свинца
Благоприятное влияние добавок свинца в латуни J1C59-1, со¬
общающих ей отличную обрабатываемость резанием, давно из¬
вестно: прутки латуни ЛС59-1 служат лучшим материалом для
деталей, вытачиваемых на станках-автоматах, а на быстроход¬
ных автоматах предпочитают латунь даже с повышенным (2—
2,5%) содержанием РЬ, причем в латуни, содержащие свинец,
нельзя вводить алюминий, так как он вызывает пористость.
Влияние олова
Как видно на диаграмме состояния богатых медью сплавов
системы Си — Zn — Sn (рис. 16), в латунях, содержащих при¬
мерно 65—67% Си, среди кристаллов a-твердого раствора появ¬
ляются включения новой твердой хрупкой фазы у при самых не¬
значительных содержаниях олова (^0,5%).
По данным Джонсона, в латуни, содержащей 70% Си и
30% Zn, и других а-латунях присутствие нерастворимой в а-фазе
голубоватой составляющей (видимо, типа 6-фазы) замечено было
при содержании Sn ^ 0,75%).
В структуре сплава состава 70% Си; 29,25% Zn и 0,75% Sn
была обнаружена нерастворимая в a-твердом растворе составля¬
ющая Cu4Sn (Cu3iSn8?).
47
В сплаве состава 66,66% Си и 0,75% Sn замечалась белая
кайма Cu4Sn (Cu3lSn8).
По работам Таммана и Хансена и др. видно, что при высокой
температуре (800° С) в сплавах, содержащих 50—70% Си и 0—
7% Sn отдельная оловянная составляющая отсутствует.
В латунях со структурой а + р олово растворяется «в а- и
p-фазах примерно до 0,7%- При содержании олова, превышаю-
Си
Рис. 16. Медный угол диаграммы состояния сплавов
системы Си — Zn — Sn
щем пределы растворимости, когда начинается превращение
р-^а, выделяющаяся 6-фаза обволакивает (окружает) а-фазу.
В морской латуни, содержащей 60—62% Cu,*l% Sn, осталь¬
ное— Zn, олово так изменяет природу p-фазы, что морская ла¬
тунь уже не поддается действию морской воды.
В ГОСТ 1019—47 есть три вида латуней, содержащих олово:
1) JI090-1—томпак оловянистый, содержащий 0,25—
0,75% Sn;
2) JI070-1 — морская латунь (1—1,5% Sn), применяемая для
конденсаторных труб;
3) JI062-1 — морская латунь (0,7—1,1% Sn), применяемая
для штанг, труб и мелких конструкционных частей.
Входящее в их состав олово повышает свойства -прочности и
противокоррозионной стойкости. Эти латуни имеют широкое
применение в морском судостроении.
Как видно на тройной диаграмме состояния сплавов системы
Си — Zn — Sn, сплавы J1090-1 и ЛО70-1 лежат © области
48
a-твердого раствора (см. рис. 16). Однако сплав JI070-1 в литом
состоянии (после быстрого затвердевания) может иметь в струк¬
туре признаки у-фазы — очень хрупкой составляющей.
Морская латунь JI062-1 © ©иде горячепрессованных прутков,
быстро остывавших после прессования, имеет двухфазную
структуру a -1- р. При замедленном охлаждении после горячего
прессования по границам фаз a + р начинает (появляться у-фаза,
количество которой увеличивается с повышением содержания Sn
в сплаве и замедлением остывания сплава после горячего прессо¬
вания, т. е. при температуре горячего прессования (около 800° С)
е сплавах со структурой айв сплавах со структурой a + р олово,
даже будучи в количествах до 6%, не дает отдельной оловянйс-
той составляющей.
При 600° С в сплавах, содержащих 44—50% Zn и имеющих
при этой температуре структуру р, появляется оловянистая
фаза y*
При 500° С оловянистая фаза у (появляется при содержании
ниже 1 % Sn в латунях с a-структурой, с а 4- p-структурой и с
p-структурой, а в латунях с 50% Си — даже при ничтожно малом
содержании олова.
При 400° С оловянистая составляющая появляется уже при
содержании^; 0,5% Sn ©о ©сех сплавах, содержащих 59—63% Си
и 50—53% Си. Эти данные говорят о резком понижении раство¬
римости олова с температурой.
Можно ожидать, что обрабатываемость этих латуней в холод¬
ном состоянии должна быть лучше после закалки их с темпера¬
тур ~700° С, чем после отжига с медленным остыванием.
Марганцовистая латунь
Благотворное влияние Мп на свойства латуней было обнару¬
жено на первой стадии изучения влияния третьих элементов, что
и послужило причиной того, что латуни с добавками марганца
(а позднее и других элементов) получили за рубежом название
«марганцовистых бронз», которое сохраняется и в настоящее
время.
Изучением ©лияния Мп занимались Бауэр, Хансен, Гейслер
и др. Оказалось, что во всех латунях с содержанием 70—50% Си
и 0—7,5% Мп при температурах 800 и 400°С весь марганец на¬
ходится в твердых растворах аир соответственно. При 360° С в
структуре латуней, содержащих примерно от 35—40% Zn и
5% Мп, кроме а и р, появляется новая фаза е.
Из вышеприведенных данных и из диаграммы состояния си¬
стемы Си — Zn — Мп (рис. 17) видно, что растворимость мар¬
ганца © a-латунях очень высокая. При 340° С растворяется Мп,
%, в латунях со структурой:
4 Д. И. Сучков
49
Влияние присадки одного марганца в медноцинковых сплавах
со структурой а в пределах его растворимости в латуни в твер¬
дом состоянии оказывается в незначительном повышении проч¬
ностных показателей.
В латунях со структурой <х + р аналогичное влияние значи¬
тельно больше, а с увеличением содержания Мп ©ыше указанных
пределов растворимости, когда в сплавах появляются включения
новой е-фазы, показатели пластических свойств латуни -ф, 6 и
снижаются. Состав е-фазы не установлен; несомненно лишь,
что она образуется при участии
марганца. Так как в системе
Zn — Мп существуют интерме¬
таллические соединения
MnZn7 и MnZn3, есть основания
предполагать, что одно из них
(наиболее вероятно MnZny)
принимает участие в образова¬
нии е-фазы и обусловливает
снижение пластических свойств
латуни. Латунь с присадками
Мп хорошо обрабатывается
давлением как в горячем, так
и в холодном состоянии, обла¬
дает повышенной теплопроч-
ностью и стойкостью к хлори¬
дам и морской воде. Однако,
как и простые латуни, она име¬
ет склонность к саморастрески-
ванию.
Марганцовистые латуни со
структурой р больше склонны
к явлениям коррозии и усталости, чем латуни со структурой
а + р.
Марганец в количестве 2,81 % ® латуни с 40% Zn вызывает за¬
метное увеличение ав и снижение вязкости.
При введении в латунь с отношением Си : Zn = 3:2 марганец
дает прирост © величине ав, равный 3 кГ/мм2 на каждый процент
добавленного марганца.
При этом удлинение снижается примерно на 15%. Видимо,
действие Мп аналогично действию А1 (но с меньшей эффектив¬
ностью).
Влияние алюминия
Высокое значение эквивалента Гийе для алюминия © медно¬
цинковых сплавах (4—6) указывает на то, что алюминий дол¬
жен очень сильно влиять на Структуру и свойства латуни (см.
рис. 14).
Си
Рис. 17. Диаграмма состояния
богатых медью сплавов системы
Си—Zn—Мп, медленно охлаж¬
денных и потом отожженных при
340е С
50
В тройной системе Си — Zn — А1 (рис. 18, 19), кроме извест¬
ных для системы Си — Zn областей а, р и у и двухфазных облас¬
тей (а + р и р + у), имеются двухфазная область (а + у) и трех¬
фазная (а + р + v)-
Происходящие © системе Си — Zn — А1 фазовые превращения
в сплавах, бедных цинком, соответствуют фазовым превраще¬
ниям, идущим в медноалюминиевых сплавах (изменение р-крис-
таллов, образование эвтектоида а + у).
Рис. 18. Пределы растворимости А1 в системе
медноцинковых сплавов, содержащих 50—100%
Си и 0—16% Air
а — горизонтальный разрез при 800° С; б — горизонталь¬
ный разрез при 475° С
В сплавах, богатых цинком, превращения сходны с теми, ко¬
торые идут в медноцинковых сплавах: изменение р-кристал-
лов.
В сплавах со средним содержанием Zn изменения имеют про¬
межуточный характер между изменениями в системе Си — А1 и
•в системе Си — Zn: эвтектоидный распад p-фазы (характерный
для системы Си — А1) в этих сплавах идет не до конца и сплавы
после охлаждения состоят из трех фаз а, р и у. Из них самая
твердая и хрупкая у.
Приведенные на рис. 18 пределы растворимости А1 в медноцин¬
ковых сплавах показывают, что « сплавах, содержащих 50—
100% Си и 0—15% А1 при температуре 800° С, весь алюминий
входит в твердые растворы а-, р- и у-латуни соответственно со¬
ставу.
При температуре 475° С сплавы, содержащие 100%—90% Си,
удерживают в растворе примерно до 9,5% А1. С понижением со¬
держания в сплавах Си от 90 до 64% растворимость алюминия
4* 51
понижается от 9,5 до 0,0%, пропорционально содержанию
меди.
Таким образом, в полутомпаке Л85 новая фаза в структуре
tz-латуни появляется примерно уже при 7,5—8% А1. При содер¬
жании около 76% Си наблюдается трехфазная структура
и + Р + у ПРИ 5% А1.
Латуни со структурами а и а + р, содержащие до 5% А1, име¬
ют цвет, меняющийся от желтого до золотисто-желтого.
Чистая у-фаза имеет серебри¬
сто-белый цвет. Блестящие поло¬
сы серебристо-белого цвета, ха¬
рактерные для у-фазы, можно
наблюдать на поверхности слит¬
ков горячепрессованных прутков
сплава ЛАН59-3-2.
Согласно приведенным час¬
тичным диаграммам пределов
растворимости А1 в сплавах си¬
стемы Си — Zn — А1, в указанном
сплаве (если содержание алюми¬
ния находится близко к верхне¬
му пределу) возможно частичное
возникновение v-фазы в условиях
нормального замедленного осты¬
вания.
Закалкой с 750—800° С вы¬
деление уФазы можно предот¬
вратить.
Изменения твердости по Бринелю в зависимости от содержа¬
ния в латуни Си и А1 при испытании этих сплавов в состоянии
равновесия (при410°С) видны из табл. 11.
Обычно в специальных латунях содержание А1 не рекомен¬
дуется выше 4%. С учетом этого в стандартных технических ла-
Таблица 11
Твердость {ИВ) алюминиевых латуней с разным содержанием AI
Состав сплава, %
ИВ, лГ/лик*
Си
1 А1
| Zn
60,73
1,06
Остальное
81
61,09
1,63
»
101
60.67
3,92
»
173
60,84
7,88
»
361
70.06
2,07
53
69,75
4,25
»
115
70,02
5,60
167
70,70
5.59
»
212
69,70
9,11
312
Рис. 19. Вертикальный разрез
пространственной модели диаг¬
раммы состояния сплавов систе¬
мы Си—Zn—А1 при постоянном
содержании А1 (2%)
52
тунях, обрабатываемых давлением, содержание алюминия уста¬
новлено в пределах, %:
Во всех этих сплавах, согласно приведенным выше вариан¬
там диаграмм фазового состояния (см. рис. 14—17) в структуре
не должно «быть твердой и хрупкой у-фазы.
Алюминиевые латуни показывают высокую коррозионную
стойкость, которая объясняется тем, что при окислении сплава
образуется тонкая поверхностная лленка, содержащая окись
алюминия (А12Оз), очень стойкая в химическом отношении. Тон¬
чайшие образования пленки как бы закупоривают микропоры и
препятствуют дальнейшему проникновению в глубь агрессивно
действующих газов и жидкостей.
Один из недостатков алюминиевых латуней — их склон¬
ность к коррозионному саморастрескиванию. При изготовлении
труб, прутков, проволоки, штампованных изделий из этих спла¬
вов с применением холодной обработки давлением следует пре¬
дусматривать низкотемпературный отжиг для снятия остаточных
упругих напряжений.
Добавка алюминия к латуням повышает их жидкотекучесть,
способствует хорошему заполнению форм, получению чистой по¬
верхности отливок с хорошей плотностью. Но увеличение содер¬
жания алюминия в сплаве сопровождается повышением усадки.
Латунь типа Л59, содержащая <3% А1 в интервале темпера¬
тур 315—455° С, сохраняет красноломкость сплава с тем же со¬
держанием меди (без алюминия). Присадка AI вызывает рас¬
ширение температурного интервала красноломкости до пределов
226—558° С. Латунь эта легко куется в интервале темлератур
620—700° С, но при незначительном перегреве становится непри¬
годной. Латунь 70% Си, 28% Zn и 2% А1 под названием «фор-
калбро» применяется в зарубежных странах для производства
конденсаторных труб. По некоторым данным, конденсаторные
трубы из алюминиевой латуни доказали преимущество перед
мельхиором, если при ее изготовлении соблюдать правильный
технологический режим. Позднее для обеспечения однофазной
структуры а-латуни содержание меди в сплаве было повышено
до 76% при том же содержании А1 (2%).
Еще позднее за рубежом в сплаве JIA76-2 стали вводить до¬
бавки: или 0,02—0,6% As, или 0,02—0,1% Sb, или 0,2—0,1% Р.
В СССР В. И. Орлов предложил в сплав ЛА77-2 ввести добавку
0,1% As и применять сплав ЛАМ77-2-0,1, при изготовлении кото¬
рого в готовый для разливки металл, после плавки его под за¬
щитным покровом древесного угля, следует добавлять мышьяк
в количестве 0,10—0,12% к весу шихты в виде лигатуры состава
80—85% Си, 20—15% As. Разливку расплава вести при 1140—
1150° С с обязательным применением доливок.
ЛА77-2 . . . .
ЛАЖ60-Ы . .
ЛАН59-3-2 . .
. 1,75—2,5
. 0,75—1,50
. 2,5—3,5
53
Алюминиевомарганцовистая
латунь ЛМцА57-3-1
Примесь марганца к алюминиевой латуни ухудшает ее свой¬
ства © литом состоянии, снижая ковкость.
После ковки качество сплава значительно повышается, пер¬
воначальная структура р путем ковки переводится в а + р.
Ковка и прокатка © горячем и холодном состоянии трудно¬
стей не представляет.
При термической обработке надо избегать нагрева до темпе¬
ратуры выше 750° С и быстрого охлаждения после рабочего про¬
цесса обработки, так как это может вызвать нежелательные из¬
менения структуры. Если вследствие этого произойдет ухудше¬
ние механических свойств, исправление их может быть достигну¬
то отжигом в интервале 600—700° С с последующим медленным
охлаждением до 500° С в течение не менее часа.
По зарубежным данным, исследования в лабораторных усло¬
виях специальной латуни, содержащей 3,5% А1; 3% Мп; 1,7% Fe;
58% Си; Zn— остальное, проводились © условиях возможного
возникновения трещин при коррозии в напряженном состоянии.
Оказалось, что в случае присадки бора и хрома в количестве от
0,01 до 0,2% коррозионная стойкость увеличивалась в 3—5 раз.
Алюминиевомарганцовистожелезистая
латунь
Состав этих латуней колеблется в пределах: 57—60% Си;
31—40% Zn; 0,2—4,0% Al; 1,0—4,0% Mn; 0,1—2,0% Fe; 0,0—
1,0% Sn.
При термической обработке эта латунь должна быть быстро
охлаждена при 370° С. Только в этом случае можно сохранить хо¬
рошие прочностные свойства сплава.
Влияние никеля
Присадка до 4% Ni к латуни типа J159 заметного упрочнения
не дает, но вязкость (по испытаниям на повторный удар до изло¬
ма) заметно повышает.
По наблюдениям J1. Гийе в латунях с содержанием меди око¬
ло 55% присадка 0,59—10,57% Ni показывала, что с увеличени
ем присадки Ni количество p-фазы в структуре сплава
уменьшалось (отрицательное значение эквивалента Гийе),
значения ав и ИВ понижались, а значения 6 увеличивались.
Влияние железа
Растворимость железа в меди в твердом состоянии в зависи¬
мости от температур меняется по Хансену от 3,8% при 1094°С до
0,15% при 635°С; при 200°С растворимость равна 1,27-10-5%,
при 20° С она равна 5,9* 10”п% (при 200 и 20° С — значения вы¬
числены).
54
Растворимость железа в цинке в твердом состоянии равна
0,01%. Поэтому растворимость железа в латуни при комнатной
температуре также очень низкая.
Так как латунь, содержащая более 0,03% Fe, обнаруживает
магнитные свойства, можно считать, что почти все содежащееся
в латуни железо при комнатной темпе¬
ратуре находится в свободном виде,
т. е. в виде железистой фазы. Так же,
как в бронзах, железо тормозит рост
кристаллов при кристаллизации и ре¬
кристаллизации, способствуя измель¬
чению структуры и повышению прочно¬
сти. По этой причине оно входит в ка¬
честве компонента во многие много¬
компонентные алюминиевые бронзы и
специальные латуни. Но противокорро¬
зионные свойства латуни с 57% Си
в результате присадки 0,5—1% Fe зна¬
чительно снижаются. При испытании
этого сплава в морской воде он через
32 месяца был совершенно разъеден
в результате выщелачивания цинка
(«обесцинкования»).
Присадки железа в кремнистые ла¬
туни оказывают отрицательное влия¬
ние.
На рис. 20 показано фазовое строе¬
ние латуней, содержащих 60—61% Си
и различные присадки Fe (0—2%).
Деформируемые технические
латунные сплавы
Состав и примерное назначение деформируемых применяе¬
мых в настоящее время в СССР латунных сплавов указано <в
ГОСТ 1019—47.
Сортаменты изготовляемых полуфабрикатов и технические
условия на поставку готовой продукции имеются также в соот¬
ветствующих ГОСТах СССР, строго обязательных как для пред¬
приятий— поставщиков продукции, так и для ее потребите¬
лей.
Приведенные в ГОСТ 1019—47 латунные деформируемые
сплавы, содержащие 96, 90, 85, 80, 70, 68% Си, являются сплава¬
ми, прекрасно выдерживающими обработку давлением и в горя¬
чем и в холодном состоянии. Это — сплавы с однофазной струк¬
турой, состоящей из смешанных кристаллов однородного твердо¬
го раствора цинка в меди кристаллов а (самой мягкой и пластич¬
ной из всех фаз, различаемых в системе Си — Zn). Только в лату¬
55
Рис. 20. Вертикальный
разрез диаграммы сос¬
тояния системы Си—
Zn—'Fe при постоянном
содержании Си (60—
61%)
ни JI68, когда содержание в ней меди уменьшается до нижнего
предела (67% Си), в отдельных частях объема слитка, где кри¬
сталлизация из расплавленного состояния происходила наиболее
быстро и проникновение атомов цинка в узлы решетки складыва¬
ющихся смешанных кристаллов задерживалось, наряду с обед¬
ненными цинком кристаллами а-латуни могут возникать более
богатые цинком кристаллы р-латуни. Чаще это наблюдается в
листовых слитках (в вершинах трехгранных углов, на ребрах
двухгранных углов), где охлаждение наиболее интенсивное.
В случаях перегрева слитков перед горячим прокатом разруше¬
ние слитка при прокатке начинается именно на указанных участ¬
ках.
При правильном нагревании слитка перед прокаткой при
температуре примерно 850 ± 20° С с достаточной выдержкой,
преждевременно выделившаяся фаза р в результате диффузии
исчезает и после прокатки кристаллов р в структуре не наблю¬
дается.
Что касается латуни J162, где предельные содержания ме¬
ди 60,5 и 637о, сплавы с содержанием ^61% Си, согласно
диаграмме состояния системы Си — Zn по структуре попадают
в область а + р. Латунь J162, содержащая Си > 61 (до 63%) при
высоких температурах (выше 700°С), также является двухфаз¬
ной.
Слитки из этой латуни в условиях быстрой кристаллизации
имеют двухфазную структуру, но при дальнейшей обработке пос¬
ле медленного остывания приобретают а-структуру.
Разница © составе заметно сказывается на показателях меха¬
нических свойств латунных сплавов.
Но еще большее влияние на механические свойства латуней
оказывает степень нагартовки при холодной деформации и тем¬
пература отжига (табл. 12, 13).
Таблица 12
Изменение механических свойств латуней Л68, Л62 и ЛС59-1
в вависимости от степени деформации при холодной обработке давлением
(по заводским данным)
Деформа¬
ция. %
Ов. кГ/мм*
Б. %
НВ, кГ/мм*
Л68 |
I Л62 | ЛС59-1
Л68
Л62
ЛС59-1
Л68
| Л62 |
ЛС59-1
0
33
34
40
60
56
31
65
68
84
10
38
39
46
42
39
24
110
102
125
20
43
45
52
27
23
18
130
124
145
30
48
51
57
15
12
12
144
140
160
40
52,5
56
62
8
7
9
156
154
170
50
57
61
65
6
5
6
168
164
179
60
62
65
68
5
5
4
176
174
186
70
67
68
—
5
4
—
186
180
—
Примечание. Испытанию подвергали
образцы листов
Л62 и
ЛС59-!
толщиной
3,5 мм.
56
Таблица 13
Изменение механических свойств латуней /168, Л62 и ЛС59-1
в зависимости от температуры отжига (по заводским данным)
Темпера¬
Ов. кГ1ммш
5. %
ИВ, кГ}мм
S
тура от¬
жига, °с
Л68
Л62
| ЛС59-1
Л68
| Л62 |
ЛС59-1
Л68
| Л62 | ЛС59-1
0
60
64
70
3
3
6
174
182
182
100
61
70
68
3
3
8
174
182
182
200
60
64
64,5
3
5
10
172
172
180
300
52
51
59
12
19
16,5
158
134
158
400
37
41
51
45
43
34
84
88
112
500
35
39
46
61
51
36
63
73
100
600
32
38
44
68
52
33
55
68
91
700
30
38
44
69
50
32
50
68
86
800
28
38
42
70
48
32
48
67
84
Куниаль- и кремнесвинцовистая
латуни
Среди высокопрочных специальных латуней видное место за¬
нимают алюминиевоникелевые латуни. Из них деформируемый
сплав ЛАН59-3-2 уже с начала текущего столетия находит спе¬
циальное применение благодаря высокой механической прочно¬
сти и коррозионной стойкости по сравнению с простыми лату¬
нями. Оплав хорошо выдерживает горячее прессование и прокат¬
ку. После горячего прессования он имеет ав до 60 кГ/мм2 ю
6= 10—12%, а после дополнительной холодной обработки дав¬
лением (например, волочения) <ув доходит до 86 кГ/мм2. Даже в
отожженном состоянии ЛАН59-3-2 имеет ов = 62 кГ/мм2 и
6 = 17% и сохраняет эти свойства при нагревании до 300° С.
Характерна устойчивость этого сплава против окисления при
высоких температурах: слитки этой латуни выходят из формы с
чистой блестящей ловерхностью натурального латунного цвета.
После горячего прессования прутки получаются также блестя¬
щими без окалины. Прессованные трубы, прутки, катаные листы
из этого сплава применяют в судостроении и в специальных про¬
изводствах.
Заслуживает внимания не входящая в ГОСТ 1019—47 спе¬
циальная латунь ЛКЦС 1,5-30-3,0, имеющая прекрасные анти¬
фрикционные свойства. В 1937 г. на Кольчугинском заводе
инж. Куколевой В. М. были проведены опыты по присадкам в
свинцовистую латунь кремния с целью облегчить производство
листов и лент из латуни ЛС64-2. Латунь ЛС64-2 выдерживала го¬
рячее прессование, но прокатке в горячем состоянии не подда¬
валась.
Введение в ЛС64-2 кремния в количестве 1,2% сообщило этой
латуни структуру чистой p-фазы, поэтому сплав при 730—750° С
57-
Примечание. Пробы были взяты от листов Л68. Л62 и ЛС59-1 толщиной 2,5 мм.
Предварительная деформация испытанных листов 50%.
хорошо выдерживал горячий прокат. Из горячекатаной заготов¬
ки (толщиной 11—12 мм) путем дальнейшей холодной прокат¬
ки с промежуточными отжигами (при 640° С) были получены по¬
лосы 3,25 X 49 мм и лента 0,75 X 24,5 мм.
Испытания на истирание показали, что потери от истирания
всухую у,:латуни ЛКЦС 1,5-30-3 примерно © 5 раз меньше, чем у
ЛС64-2.
Аналогичный случай описан в 1962 г. Латунь ЛС63-1 не вы¬
держивала горячей прокатки на листы, а холодная прокатка не
обеспечивала хороших свойств, получаемых из листов этой лату¬
ни для линотипных матриц. Когда в сплав была введена присад¬
ка 0,3% Si, слитки его, нагретые до 750°С, показали высокую
пластичность и горячая прокатка сплава стала возможной.
Наряду с перечисленными выше положительными свойствами
•специальных деформируемых латуней следует отметить их недос¬
татки.
Есть указания © зарубежной литературе, что специальные
латуни («марганцовистые бронзы») не получили более широко¬
го распространения вследствие их склонности к трещинообразо-
ванию в напряженном состоянии и ©следствие низкого сопро¬
тивления ползучести.
Латунные литейные
сплавы
Литейные высокопрочные и коррозионностойкие латуни игра-
лот очень важную роль в современной промышленности.
Входящие в эти латуни легирующие элементы значительно из¬
меняют природу и свойства твердых растворов а- и р-латуней,
улучшают физико-механические и химические свойства их не
только в результате образования а и p-твердых растворов, но и
вследствие образования новых фаз при благоприятных количест¬
венных соотношениях легирующих добавок в сплаве. Эти фазы
-служат упрочнителями в процессе дисперсионного твердения при
отпуске предварительно закаленных сплавов.
По Куку, латунные сплаеы одного и того же состава (45% Zn;
45% Си; 10% Ni), где Ni не образует никакой новой фазы, с не¬
большими присадками раскислителей Р, Si, Мп в виде прессо¬
ванных прутков имели следующие показатели: сопротивление
разрыву ав от 60 до 72 кГ/мм2\ относительное удлинение 6 от 10
до 37%; твердость ИВ от 144 до 196 кГ{мм2. Латунь, содержащая
<62% Си; 5,5%) А1; 3% Fe; 3,5% Мп; 26% Zn, со структурой чис¬
той p-фазы и мелкими включениями железосодержащей фазы в
литом (в песок) состоянии имеет ав = 81 кГ/мм2; ао 2 =49 кГ/мм2;
НВ = 210 кГ/мм2; д - 15%.
Латунные сплавы с постоянным содержанием Ni (2,35%) и
Si (0,6%) (Ni: Si = 4: 1), но с разным содержанием Zn (10, 20,
30%) упрочняются термической обработкой.
58
Запатентованные (Броунсдоном) облагораживаемые сплавы
системы Си — Ni — Al — Sn с содержанием Zn до 37%; Al от 0,5
до 5%; Ni от 1,5 до 15% (Ni должно быть © 3—4 раза больше,
чем Al); Sn от 0,5 до 15% имеют температуру закалки 800—
900° С и температуру отпуска 300—600° С.
Эффект облагораживания в этих сплавах, очевидно, дости¬
гается за счет упрочнителей фазы P(NiAl2) и (NiAl), как в ку-
ниаль-бронзе, а также фаз №з5пг и, вероятно, NisSn (характер¬
ных для оловянноникелевых бронз).
В другом зарубежном патенте для сплавов, содержащих 10—
37% Zn; 2—10% Ni; 0,5% Al и выше, Си — остальное, указана
температура закалки 900° С, температура отпуска 300—600° С.
По Заксу, куниаль-латунь, содержащая 72,5% Си, 20% Zn,
6% Ni, 1,5% Al, имеет ИВ после закалки с 900° С примерно
70 кЦмм2, после двухчасового отпуска лри 500° С ИВ =
= 160 кГ/мм2.
Механизм старения куниаль-латуни основан на дисперсион¬
ном твердении, как и куниаль-бронзы, но здесь он сложнее, чем
б бронзе, так как в отличие от трехкомпонентной бронзы, ку-
лиаль-латунь— четырехкомпонентный спла®. Если в куниаль-
бронзе упрочняющей фазой, по-©идимому, служит AiNi (где от¬
ношение Al: Ni = 1 :3,26), то в куниаль-латуни цинк как четвер¬
тый компонент может давать с никелем другие фазы (р, у»
NisZn^).
Среди многочисленных сплавов специальных латуней, при¬
меняемых в мировой технике в настоящее время, имеются широ¬
кие возможности выбора материалов для удовлетворения самых
разнообразных нужд промышленности и народного хозяйства,
это объясняется следующими обстоятельствами.
1. Специальные латунные сплавы после обработки резанием,
шлифовки и полировки обладают красивым цветом и блеском и
в высокой степени удовлетворяют эстетическим требованиям.
2. Коррозионная и противокавитационная стойкости их вы¬
сокие.
3. Механическая прочность и теплопрочность их достаточно
высокие.
4. Благодаря самозащитному действию паров цинка с доста¬
точной упругостью склонность их к газопоглощению при плавке
незначительная, что обеспечивает плотное литье.
5. Ничтожно малая склонность к ликвации способствует по¬
лучению однородности состава структуры и свойств отливки.
6. Многие латунные сплавы обладают достаточно высокими
-антифрикционными свойствами (особенно сопротивлением изна¬
шиванию от истирания, даже при высоких удельных давле¬
ниях).
7. Латунные сплавы можно сваривать, паять, лудить, нано¬
сить на поверхность их защитные покрытия из других металлов
и подвергать художественной химической обработке.
59
К отрицательным свойствам латунных сплавов относятся:
1) повышенные потери цинка при плавке от улетучивания,
которые сильно можно ослабить, ускоряя ведение плавки и при¬
меняя защитные покрытия (уголь, флюсы);
2) из-за узкого температурного интервала кристаллизации
при быстром затвердевании питание затвердевающих с сокраще¬
нием объема частей отливок жидким металлом затруднено, что
служит причиной образования сосредоточенных усадочных рако¬
вин, для предотвращения которых рекомендуется применять уве¬
личенные прибыли;
3) нелегированные или низколегированные латуни со струк¬
турой р и а + р (с преобладанием p-фазы) имеют заметную
склонность к межкристаллитному разрушению и сезонному само-
растрескиванию при наличии остаточных напряжений, если пос¬
ледние не удалены низкотемпературным отжигом (300 ±25°С);
4) заливка форм этими сплавами должна быть спокойной,
плавной без фонтанирования и там, где можно, заливку следует
осуществлять по методу Дюрвиля, в наклоняющиеся формы, ко¬
торые по мере заполнения плавно переводятся из наклонного в
обычное положение.
Легирующие добавки в латуни, особенно А1 и Мп, резко ме¬
няют природу латуни и ее электрохимическое поведение. Если
простые (бинарные) латуни со структурой а + р при длительном
пребывании в морской воде подвергаются обесцинкованию, при
котором цинк избирательно переходит в раствор, то специальные
латуни с добавками Al, Mn, Fe чрезвычайно стойки против дей¬
ствия морской воды.
Уже много лет эти латуни — один из лучших материалов для
изготовления гребных винтов океанских пароходов. Так, напри¬
мер, гребной винт парохода «Либерти», имеющий диаметр
5,64 м, вес около 10 г, делающий 75 об/мин, и ©инт парохода
«Виктори» диаметром 6,25 м были изготовлены из латуни («мар¬
ганцовистой бронзы»), содержащей 58% Си; 39% Zn; 1% Fe;
1% Al; 1% Мп. По «эквивалентам Гийе» кажущееся содержание
Zn (в этом сплаве равно 39 + 0,9 + 6 + 0,5 = 46,4%.
Согласно диаграмме состояния системы Си — Zn, этот сплав
должен иметь структуру чистой р-латуни.
Если повторить эти расчеты для других литейных специаль¬
ных латуней, то структура у всех латуней, кроме ЛМцНЖ, долж¬
на быть р-латунью.
Отсюда видно, что композиция особо коррозионностойких ла¬
туней построена с расчетом получения в них однофазной струк¬
туры р-латуни. Наблюдается принципиальное сходство с выбо¬
ром состава нержавеющих сталей, который подбирается таким
образом, чтобы обеспечить однофазную аустенитную или феррит-
ную структуру последних для устранения возможностей образо¬
вания локальных гальванических пар в структуре, состоящей из
двух и более фаз с разными потенциалами.
60
Таб л
Уменьшение массы при испытании в мореной воде лвтуииых сплавов
по Фадерсу
Химический
состав
сплавов
Потери
Си
Sn
AI
Si
Мп
1 РЬ
Fe
N1
As
| Zn
г/мя'сутки
70
2
22
0,0215
76
2
—
—
1
—
—
21,9
0,0194
76
2
0,1
—
—
—
0,04
21,9
0,0388
75
—
—
5
—
1
—
—
19
0,1045
70
2
28
0,1083
61
—
6
—
5
—
—
—.
28
0,0153
75
—
3
—
—
—
10
—
12
0,0114
75
—
2
—
5
—-
5
—
13
0,0067
75
—
3
—
2
1
3
—
16
0,0058
78
—
5
—
7
1,5
2
—
6,5
0,0068
76
—
5
—
5
.—
1
—.
13
0,0012
82
—
5
—
—
1
2
1
—
9
0,0137
76
—
3
—
—
1
—
10
—
10
0,0087
65
12
—
23
0,0262
По этой же причине вредными следует считать в структуре
этих латуней и посторонние включения. Поэтому при отливке
гребных винтов и подобных им ответственных деталей надо избе¬
гать загрязненной шихты и принимать меры к защите металла от
засора, окисления и газопоглощения при плавке и разливке.
В работе Е. Фадерса приведены результаты испытания 260
латунных сплавов на коррозионную стойкость их в морской ©оде
с определением потери массы металла в граммах на 1 м2 поверх¬
ности образца в сутки. Продолжительность испытаний 80 и
180 суток. В приведенную таблицу включены лишь сплавы, пока¬
завшие при испытаниях минимальные потери массы (табл. 14).
Сделанный автором подсчет «кажущегося» содержания цинка
по эквивалетам Гийе в приведенных сплавах показывает, что все
они должны иметь однофазную структуру, за исключением двух
сплавов: № 10 и № 14.
Следовательно, и здесь подтверждается правило, что корро¬
зионностойкие сплавы должны иметь предпочтительно однофаз¬
ную структуру.
Состав и примерное назначение применяемых в СССР литей¬
ных специальных латуней приведены © ГОСТ В-1019—41.
Латунь, содержащая 55,5% Си; 37,0% Zn; 2,0% А1; 2,0% Мп;
1,5% Fe; 2,0% Ni, с «кажущимся» содержанием Zn, равным
48,6% (Р-структура), в литом виде имеет ов = 70 кГ/мм2п что го¬
ворит о высокой прочности, возможной у литейных специальных
латуней.
Литая в землю высокопрочная латунь со структурой В, содер¬
жащая 53% (мин.) Си; 4,0% (макс.) Мп; 3,6% Al; 1—2,5% Fe;
1,0% (макс.) Ni; 0,2% (макс.) Sn; 0,2% (макс.) РЬ; 0,2% (макс.)
Si; остальное — Zn, имеет ов = 75,6 кГ/мм2 и 6 = 12%. ^
61
Высокая прочность и коррозионная стойкость специальных
латуней являются главной причиной того, что эти латуни нахо¬
дят широкое применение в качестве заменителей оловянистых
бронз даже при изготовлении статуй. Состав статуйных латуней
колеблется в пределах, %:
Си 72—88
Zn 25—10
Sn 0—3,0
РЬ 0—3,0
Большой популярностью в качестве заменителя оловянистых
бронз пользуется латунь марок J1K80-3 и J1KC80-3-3. Эта латунь
отличается высокой жидкотекучестью, дает плотное литье с чис¬
той поверхностью; применяется в судостроении.
По зарубежным данным латунь, содержащая 42% Си;
16% Si; 41% Zn; 1,0% РЬ, с успехом применяется для литья под
давлением. Примесь железа в этих латунях вредна, по-видимому,,
вследствие возможного образования твердых и хрупких интерме¬
таллических соединений железа с кремнием и цинком.
При изготовлении из специальных латуней литых фасонных
деталей, работающих в соприкосновении с морской водой, необ¬
ходимо иметь в виду, что по имеющимся данным эти латуни при
наличии внутренних напряжений обладают чувствительностью к
морской воде, что может привести к их преждевременному раз¬
рушению. Особенная склонность к коррозии наблюдается у лату*
ней со структурой р. Осторожный отжиг литых деталей с мед¬
ленным нагревом примерно до 300° С может снять остаточные на¬
пряжения и устранить отмеченный недостаток.
Особенности плавни
и литья медноцинковых сплавов
Безвозвратные потери
цветных металлов
Недостаток цветных металлов для полного покрытия всех
потребностей промышленности СССР, сложность извлечения из
руд с относительно малым процентным содержанием в них ме¬
талла делают эти металлы дефицитными и дорогими. Перед до¬
бывающей и обрабатывающей цветные металлы промышленно¬
стью, перед всеми потребителями полуфабрикатов и изделий
встает очень важная задача — всесторонней экономии цветных
металлов и снижения их стоимости.
Особая ответственность в этом деле ложится на литейное
производство.
По зарубежным данным, при плавке в печах «Аякс — Фиатт»
разных латунных сплавов, содержащих 72—57% Си, при разных
вариантах плавки с разными видами шихты и поверхностной за¬
щиты металла (древесный уголь, соляной флюс, флюс с бурой)
62
Таблица 15
Безвозвратные потери металла при плавие вследствие угара
Потери при плавке, % II
I
Потерн при плавке, %
Металлы
и сплавы
шихта
из свежих
металлов
шихта, состо-Ц
ящая из лома Я
и стружки П
Металлы
и сплавы
шихта
из свежих
металлов
шихта, состо¬
ящая из лома
и стружки
Медь
Алюминий . .
0,5—1,0
1,5—2,2
1,5-2,0
3—5,0 |
Бронза . . . .
Латунь . . . .
2,0-3,0
2,5—3,5
5—6,0
6—12
потери металла в виде угара и © шлаках составляли от 0,81% До
3,86% (к весу шихты).
Максимальные потери наблюдаются при плавке латуни типа
J1C59-1, когда в шихту вводятся мелкие отходы и плавка ведется
без надлежащей защиты от улетучивания цинка и окисления;
минимальные — при плавке латуни с относительно малым содер¬
жанием цинка, когда плавку ведут под толстым слоем древесно¬
го угля и защитный слой удаляют из печи только один раз в.
смену.
Безвозвратные потери вследствие угара (от улетучивания и
окисления), по данным Е. Г. Деречея, указаны в табл. 15.
Кроме того, следует указать, что не только литейщики, но и
обработчики металлов давлением несут ответственность за поте¬
ри цветных металлов: за потери в окалине при нагревании слит¬
ков, за потери при операциях травления.
По этим двум статьям безвозвратные потери составляют око¬
ло 1,3% от переработанного металла.
Кроме того, давая, например, 60% выхода годной продукции,
обработчики давлением возвращают в переплавку 40% отходов»,
которые при повторной плавке дают новые безвозвратные потери,
в размерах, указанных выше. Таким образом, обработчики от¬
ветственны за безвозвратные потери в процентах от веса перера¬
ботанного ими металла:
2,5 X 0,4% +1,3% =2,3% (минимум)
(при переплавке (при обработке
отходов) давлением)
Обработчики металлов давлением могут считать, что ответст¬
венность за высокие проценты отходов в незначительной мере
может быть отнесена за счет качества исходного слитка, но по¬
тери по причине технических несовершенств технологии обработ¬
ки давлением (в частности, указанные выше 1,3% безвозвратных,
потерь) не могут быть отнесены за счет литейного производства.
Газы в латунных сплавах
и борьба с ними
Растворимость газов (даже водорода) в расплавленном цин¬
ке вследствие высокого давления его паров очень мала.
Как видно на рис. 21, давление паров цинка в сплавах его с
алюминием при разных температурах увеличивается с повыше-
63.
ли ем процентного содержания его в сплаве. Такая же зависи¬
мость наблюдается и в медноцинковых сплавах.
Давление паров Zn при 907° С равно 1 ат. Так как при плавке
медноцинковых сплавов температура поднимается выше 1150° С,
то выделение паров цинка в этих условиях идет энергично, над
поверхностью расплавленной латуни образуется густое облако
мелких и чрезвычайно легких пушинок ZnO, составляющих на¬
дежную защиту металла от проникновения © него газов. Кроме
того, медноцинковые сплавы, за¬
твердевая, дают сосредоточенную
усадку (не образуют рассеянной
усадочной пористости). Однако ла¬
тунные сплавы при благоприятных
условиях (на первой стадии плавки
до присадки цинка, когда содержа¬
ние его в сплаве незначительно, а
температура не особенно высокая)
поглощают газы. О количестве и
составе поглощаемых латунями и
выделяемых в жидком состоянии
в вакууме газов можно судить по
данным табл. 16.
При анализе заводских латунных
слитков в 1929 г. проф. Б. В. Старк
нашел, что основная масса содер¬
жащихся в них газов состоит почти на 90% из водорода, что
вполне согласуется с приведенными данными, приведенными в
табл. 17.
Водород может попадать с шихтой, часть которой может быть
в виде неполноценных шишковатых и ноздреватых катодов с
большим содержанием водорода. Кроме того, в порах катодов
остается электролит, содержащий CuS04 • 5Н20. Пары кристал¬
лизационной воды катодов в расплаве при диссоциации Н20 вве¬
дут в расплав водород и кислород.
СО, С02 и углеводороды могут возникать в расплаве при вве¬
дении загрязненных органическими примесями отходов, при за-
Таблица 16
Количество и состав газов в латунях
Отношение
Анализ извлеченного газа, % (объемн.)
Латунь
извлеченного
газа к объему
металла
н,
со
СН4
со,
Ковкая
2,3
0,43
92,6
93,3
0,2
0,1
2,2
1.2
2,3
3,2
Специальная
1.12
0,84
91,53
79,1
3,56
17,9
2,38
1,4
1.9
0,3
Рис. 21. Давление паров
цинка в сплавах А1—Zn в
зависимости от содержа¬
ния Zn
64
Таблица 17
Газы в латуни ЛС59-1
Содержание газов, % (объемн.)
со, + о,
о*
со
н,
сн4
N,
Нет
19
Нет
Нет
3
89
Нет
8
»
2
86
»
12
»
2
64
»
34
»
4
83
»
13
ливке металла >в изложницы, смазанные органическими смаз¬
ками.
Водород и кислород могут ввести в ванну влажная шихта,
влажный древесный уголь, влажные флюсы.
При спешной смене футеровки в печах «Аякс», когда просуш¬
ка новой футеровки бывает неполной, первые плавки дают слит¬
ки с повышенным содержанием газов.
Наконец, даже повышенное содержание влаги в воздухе ли¬
тейного зала может влиять на повышение газосодержания и
плотность отливок.
Следовательно, все составные части шихты, особенно в сырое
время года, должны подвергаться предварительной сушке. Суш¬
ка сырых, замороженных, заиндевевших шихтовых материалов
должна быть строго обязательной и по соображениям техники
безопасности во избежание взрывов и выбросов жидкого ме¬
талла из плавильной печи, возникающих при загрузке сырой
шихты.
На одном из отечественных заводов загрузку шихты в пла¬
вильную печь ведут при небольшом окислительном пламени.
Порции сырья загружают на плавающую в ванне подушку, что¬
бы шихта раньше времени не попадала в расплавленный металл.
На этом заводе в шихту пускают стружку, пропитанную маслам,
и указанный выше прием не позволяет продуктам распада орга¬
нических загрязнений попадать в жидкий металл.
Кроме указанных случаев, газы могут попадать в металл даже
при заполнении форм, «изложниц. При заливке металла сверху в
формы высотой до 1,5 м падающая струя металла образует <в
нижнем объеме изложницы как бы обратный фонтан-воронку,
куда вместе с металлом увлекаются и окружающие струю газы,
воздух, продукты горения и сухой перегонки смазки. Турбулент¬
ное движение газов и металла в форме разбивает захватываемые
газы на мелкие пузырьки, которые, попадая в наиболее быстро
охлаждающиеся зоны, вмерзают в металл раньше, чем успевают
выделиться в атмосферу. Это явление, получившее при разливке
алюминиевых сплавов название «вспенивания», часто бывает
основной .причиной получения негодных слитков из алюминия и
5 Д. И. Сучков
65
его сплавов. В несколько меньшей степени явление вспенивания
имеет место в бронзах и в специальных латунях.
Перед литьем © чугунные формы стенки их смазывают орга¬
ническими смазками, состав которых весьма разнообразен. Со¬
ставные части этих смазок следующие: керосин, сажа, гудрон»
смазочные масла, смола (пек), мыло, вареное масло (олифа)
и др. Обычно смазка изготовляется путем варки смеси тех или
иных указанных материалов и часто имеет консистенцию густой
мази. При нанесении смазки кистью или грубым помазком на
стенки изложницы смазка неравномерно покрывает стенки, осо¬
бенно в углах форм для листовых слитков.
Когда форму заливают жидким металлом, смазка быстро го¬
рит и подвергается сухой перегонке. При тонком слое ее сухая
перегонка и частичное сгорание заканчивается быстро одновре¬
менно с повышением уровня металла в форме. В местах скопле*
ния смазки сухая перегонка продолжается под слоем металла
даже тогда, когда быстро кристаллизующийся металл у стенок
изложницы образует дендриты и густеет, затрудняя выход через
столб твердо-жидкого .металла газообразных продуктов сухой
перегонки. Не успевшие раствориться © металле или прорваться
наверх пузырьки газов вмерзают у стенок изложницы в металл и
слиток выходит из формы с местными поверхностными или так
называемыми подкорковыми раковинами.
При литье © водоохлаждаемые формы для листовых слитков
иногда бывает ничтожно малое просачивание воды внутрь формы
из кессона через заклепки или болты, которыми медная внутрен¬
няя обкладка скрепляется с чугунными стенками формы. Посту¬
пающий в форму жидкий металл с температурой 1200° С в сопри¬
косновении с влагой вызывает ее частичную диссоциацию, про¬
дуктом которой является водород. В месте просачивания воды
образуются на слитке раковины. Современная техника производ¬
ства слитков цветных металлов успешно предотвращает усадоч¬
ные и газовые раковины в верхней (литниковой) части слитка
путем доливок, когда литейщик после заполнения стационарной
формы делает паузу, наблюдая за поверхностью залитого в фор¬
му металла. Как только начинает образовываться воронкообраз¬
ное углубление, он заполняет его горячим жидким металлом. За
этим следует новая пауза, новая доливка и так до тех пор, пока
слиток не застынет окончательно.
Таким путем ликвидируют усадочную раковину и одновре¬
менно предотвращают образование газовых раковин и пор в лит¬
никовой части слитка.
Получение слитка без внутренних скрытых раковин и пор ©.
большой мере зависит от правильного соотношения скорости
охлаждения залитого в форму металла (регулируемой в водо¬
охлаждаемых изложницах), от количества и температуры воды*
проходящей через кессон в единицу времени, и от скорости за¬
полнения формы.
66
Оптимальное соотношение этих величин устанавливается экс¬
периментальным путем.
Меры для предотвращения образования ©нутри слитка газо¬
вых пузырей и пор могут быть разные:
1. Выдерживают металл перед заливкой в форму в разлив¬
ном ковше (на стуле) с понижением его температуры до мини¬
мальной, требуемой для нормальной разливки, без преждевре¬
менного частичного затвердевания его. При этом выделяющиеся
по мере понижения температуры газы спокойно выделяются ©
атмосферу.
2. Заливку металла в металлическую форму ведут с такой
скоростью, при которой выделяющиеся из металла газы успевали
бы выделиться в атмосферу.
3. Есть и прямо противоположный способ борьбы с газовыми
пузырями — это метод возможно более быстрого замораживания
металла в форме с целью насильственного подавления процесса
газовыделения.
В современной технике с ее непрерывно возрастающими тем¬
пами последний принцип находит все более широкое применение
при литье в стационарные водоохлаждаемые изложницы, в ко-
кили и в полунепрерывном литье.
Однако здесь необходимо ©нести некоторое дополнение.
Не все содержащиеся в жидком металле газы при его осты¬
вании выделяются одинаково быстро, так как скорости диффу¬
зии их неодинаковы. Если скорость диффузии в твердой меди у
водорода Н2 принять (по Ивасе) равной 1000, то скорость диф¬
фузии СО будет равна 65, С02 — 17, N2 — 0,6—0,0.
Поэтому в одних случаях причиной образования газовых пу¬
зырей могут быть небольшие количества выделяющихся при кри¬
сталлизации N2, С02 и СО; в других случаях при быстром за¬
твердевании в образовании газовых пузырей и пор главную роль
будет играть водород, выделение которого не может быть пол¬
ностью подавлено большой скоростью кристаллизации.
Анализ газов в слитках с газовыми пузырями и порами может
помочь выяснить природу газов, образующих пузыри и поры, и
быстрее найти ©ерный путь к устранению их.
При полунепрерывном методе литья, .идущем с относительно
малыми скоростями заливки, кристаллизация идет в лунке жид¬
кого металла на относительно широком фронте кристаллизации
(рис. 22).
Здесь условия для выделения газов ©есьма благоприятные.
Об образовании усадочных раковин здесь даже не может быть
и речи. В этом состоит одно из преимуществ этого метода литья.
Наличие благоприятных условий для выделения газов при
кристаллизации можно отметить и при отливке листовых слитков
в горизонтальные изложницы. Многочисленные попытки перехо¬
да с горизонтального на вертикальное литье слитков мельхиора,
латуней ОСНАЗ и J168 не имели успеха хотя вертикально
5* 67
отлитые слитки были более просты и удобны при прокатке. Слит¬
ки, горизонтально отлитые, были более плотными и давали лис¬
товой материал высокого качества. Здесь более широкий фронт
кристаллизации и несомненно более благоприятные условия для
предотвращения газовой и усадочной неплотностей.
При вертикальном литье слитков в высокие водоохлаждае¬
мые стационарные формы высотой до 1,5 м условия кристалли¬
зации слитков менее благоприятны и менее однородны для раз-
f ных сечений слитков по
высоте.
При отливке слитков
диаметром 135 мм и вы¬
сотой 1550 мм в стацио¬
нарные водоохлаждаемые
формы нередко получает¬
ся осевая усадочная рых¬
лость в нижней и средней
части слитка. Причина
заключается в недоста¬
точном питании этих час¬
тей объема слитка жид¬
ким металлом на послед¬
ней стадии их затвердева¬
ния из верхних частей
слитка. Если верхняя
часть объема слитка кри¬
сталлизуется быстро, пе¬
реходя в кашеобразное
состояние, жидкотеку-
честь металла в ней резко
понижается и восполнение усадки в нижележащих частях слит¬
ка за счет непрерывного притока жидкого (горячего) металла
затрудняется. Когда отливают слитки диаметром 165 мм и высо¬
той 1000 мм, осевая усадочная рыхлость сокращается.
Рис. 22. Кристаллизация слитка при полу¬
непрерывном литье:
f — распределительная воронка; 2 — жидкий ме¬
талл; 3 — слиток; 4 — поддон; 5 — винт
Ликвация
Прямая или обратная ликвация в латунных сплавах возни¬
кает в очень слабой степени. Основная причина этого — незначи¬
тельный температурный интервал их кристаллизации.
По данным А. П. Курдюмова, латунь при «медленном остыва¬
нии (в течение 48 ч) из расплавленного состояния показала при¬
знаки ликвации: >в нижнем слое слитка содержание меди оказа¬
лось на 3% выше, чем в верхнем. Наиболее вероятной причиной
этого было опускание первичных кристаллов (богатых медью)
на дно тигля, в котором металл остывал медленно.
В свинцовистых латунях, в которых содержание свинца дохо¬
дит до 2,5% (а в латуни JIKG80-3-3 — даже до 4,5%), при непра¬
68
вильных приемах плавки и литья может возникнуть ликвация по
удельному весу.
Для обеспечения равномерного распределения свинца в слит¬
ке расплав перед разливкой должен быть тщательно перемешан,
а кристаллизация металла в форме должна быть возможно бо¬
лее ускоренной. В низкочастотных печах с железным сердечни¬
ком, где перемешивание совершается само собой непрерывно,
возможность ликвации по удельному весу уменьшается.
Отмеченные выше особенности в поведении при плавке и
литье относятся и к латуням и в основном к простым (бинарным)
латунным сплавам. Специальные латуни имеют еще дополни¬
тельные особенности, зависящие от характера легирующих до¬
бавок.
Свинцовистые латуни
Плавка и литье свинцовистых латуней ЛС74-3, ЛС64-2,
ЛС63-3, ЛС60-1, ЛС59-1, ЛС59-1В, ЛЖС58-1-1 имеют свои осо¬
бенности.
Слитки латуней со структурой а + р при отливке после за¬
твердевания значительное время могут находиться в зоне высо¬
ких температур (600—850° С) в области р. При этом они могут
приобретать крупнозернистую столбчатую структуру, склонную
к образованию трещин при горячей прокатке. Слишком большая
скорость кристаллизации приводит к образованию на слитках
трещин при затвердевании.
О возможной ликвации свинца при отсутствии энергичного
перемешивания расплава перед заливкой формы говорилось
выше.
Присадка 0,25% Ni значительно подавляет склонность к лик¬
вации, не снижая пластичности сплава.
Алюминиевые
и другие высокопрочные латуни
Некоторые данные указывают на то, что введение в латунь
алюминия улучшает литье: повышаются прочность литья, жид-
котекучесть, коррозионная стойкость, уменьшается угар цинка,
предотвращается пригар металла к форме. При содержании в
сплаве 0,1% А1 изложницу можно не смазывать.
Если при переплавке лома и стружки в сплав незаметно
попадает алюминий, то на поверхности слитка появляется слой
со светло-серебристым блеском.
Однако для использования этих преимуществ необходимо
соблюдать некоторые обязательные условия. Во-первых, перед
введением в сплав алюминия предварительно расплавленную
медь следует раскислить фосфором или другими раскислителя-
ми. Иначе роль раскислителя будет играть алюминий, образуя
69
прочные трудно удаляемые из расплава частички AI2O3, скопле¬
ние которых может свести на нет все перечисленные достоин¬
ства присаживаемого алюминия.
При плавке надо беречь металл от окисления и газопоглохце-
ния, применяя защитные покрытия в виде содового и стеклянно¬
го флюсов. Применяют и другие флюсы: смесь гипса и плавико¬
вого шпата; 30 ч. NaOH, 20 ч. тонкого кварцевого песка, 33 ч.
плавикового шпата, 17 ч. буры. Добавка фосфора перед разлив¬
кой помогает удалению окислов из расплава путем их офлюсо-
вания.
В качестве флюсующего средства для латуней в прошлом
использовали (за рубежом) такое средство: 60 г обыкновенного
мыла смешивали с 15 г селитры и 30 г гашеной извести. Из этой
смеси формовали шарики. Указанная порция была достаточна
для 50 кг жидкого металла.
По отечественным опытным данным в качестве наиболее
удачных флюсов для латунных сплавов были предложены сле¬
дующие:
1) флюс (№ 131), содержащий 90 ч. силиката Na эвтектиче¬
ского состава и 10 ч. плавикового шпата (CaF2);
2) флюс (№ 126), содержащий 50 ч. соды кальцинированной
и 50 ч. CaF2.
Флюс предлагается вводить в количестве 5% от веса шихты.
Учитывая возможность возникновения «вспенивания» литье
алюминиевой латуни рекомендуют производить по способу Дур-
виля или по способу бесструйного литья.
В простейшем случае можно, положив носик разливного
ковша (или тигля) на край сильно наклоненной формы, осто¬
рожно начать заливать металл по наклонной плоскости в форму
и по мере ее заполнения медленно приводить форму в нормаль¬
ное положение.
Высокопрочные специальные латуни обладают еще одной
существенной литейной особенностью — они затвердевают с об¬
разованием глубокой сосредоточенной усадочной раковины
(объемная усадка во время затвердевания ~5,2%). Поэтому
при изготовлении слитков для дальнейшей обработки давлени¬
ем требуются многократные доливки.
При изготовлении фасонных (особенно сложных) отливок из
алюминиевых латуней усадочные раковины могут образовывать¬
ся в местах с наибольшим сечением, где затвердевание заканчи¬
вается в последнюю очередь. Поэтому порядок расположения
литников и прибылей для предотвращения скрытых усадочных
раковин должен быть тщательно продуман. Размеры прибылей
для питания жидким металлом частей объема, где затвердева¬
ние кончается в последнюю очередь, приходится усиливать.
Подвод металла в формы часто осуществляют через несколько
литников малых сечений, снабжаемых зумпфами и шлаковыми
выпорами. Металл подводят главным образом в толстые места
70
отливок снизу с соблюдением наиболее рационального направ¬
ления процесса кристаллизации снизу вверх.
При крупных отливках, таких как океанские гребные винты,
металл в доливочных надставках надо поддерживать в жидком
состоянии после заливки в течение примерно 2 ч. Рекомендуемая
при этом температура литья от 950 до 1050° С (в зависимости
от состава). При переплавке старой латуни, содержащей более
30% Zn и много окислов, рекомендуется перед разливкой доба¬
вить кремнистую медь для раскисления и перемешать расплав,
а на поверхность его забросить горсть зеленого песка и тща¬
тельно удалить шлак.
В латунях, содержащих Ni, Fe, Al, но не содержащих Мп,
добавка его считается полезной для удаления 02 и S.
При введении в специальные латуни тугоплавких компонен¬
тов в виде свежих металлов (Fe, Ni и т. п.) пришлось бы под¬
вергать расплав сильному перегреву, что связано с излишними
потерями на угар, с усиленным окислением и газопоглощением.
Поэтому следует пользоваться промежуточными сплавами —
лигатурами.
Например, чистый никель плавится при 1455° С, а лигатура
20% Ni и 80% Си — при 1200° С, температура плавления Fe
1535° С, а лигатура I ч. Си и 7 ч. Fe имеет температуру плавле¬
ния 1280° С.
Температура плавления Мп равна 1250° С, а лигатура 75% Си
и 25% Мп плавится при 870° С.
При плавке «марганцовистых бронз», т. е. специальных лату¬
ней, угар цинка составляет больше 2%, а угар марганца доходит
до 30%, что следует иметь в виду при расчете шихты.
По изложенным причинам при плавке следует всячески избе¬
гать излишнего перегрева, не перегревать расплав больше, чем
на 20% выше температуры плавления. Плавку необходимо вести
в слегка окислительной атмосфере. Порядок загрузки металлов
в случае ведения плавки на шихте из свежих металлов может
быть рекомендован такой: сначала расплавление меди (под сло¬
ем древесного угля), после раскисления меди — введение в
виде мелких кусков лигатурных сплавов. Если плавка ведется в
тиглях или дуговых печах, надо применять перемешивание.
После расплавления лигатур присаживается алюминий, затем
цинк и в самом конце, если требуется, олово и свинец.
Температуру литья рекомендуется держать не более чем на
10% выше температуры плавления, а при крупных отливках да¬
же не более, чем на 7%.
По недавним исследованиям Фредмана и Валлаца колебания
изложницы с частотой от 60 гц до 20 кгц измельчают зерно ла¬
туни, причем измельчение тем сильнее, чем выше частота.
По новейшим опытным данным путем накладывания на рас¬
плавленные шлаки, содержащие корольки металла электриче¬
ского поля, можно обособлять (выделять) корольки из шлака.
71
Возможно, что при дальнейших исследованиях это явление
сможет быть использовано при разработке способа сокращения
потерь цветных металлов в литейных сорах наряду с примене¬
нием флюсующих добавок, увеличивающих жидкотекучесть шла¬
ков или уменьшающих смачиваемость металла шлаками, имею¬
щих своей целью также уменьшить потери металла в виде
корольков в литейных сорах.
Один из важных факторов, определяющих качество слитка —
его обрабатываемость давлением, в основном при горячей про¬
катке и прессовании.
Эта обрабатываемость тесно связана с химическим составом
металла и с макроструктурой слитка. Бывают случаи, когда
контрольный химический анализ слитка находит, что состав
слитка по основным компонентам и по примесям удовлетворяет
требованиям ГОСТа, хотя количество тех или иных вредных
примесей может находиться на верхнем пределе допусков.
Слитки признают годными и направляют в обработку. Напри¬
мер, партию медных вайербарсов одной и той же плавки пуска¬
ют в горячий прокат. Слитки греют в методической печи с
соблюдением нормального режима нагрева и прокатка их на
проволочнопрокатном стане идет без дефектов, плавно, без пе¬
рерыва. Во время этой операции на нескольких вайербарсах по¬
являются трещины. Многочисленные поиски причин трещино-
образования привели к выводу, что появление горячих трещин
связано с крупнокристаллической структурой слитка. Поверх¬
ность зерен покрыта тонкой пленкой межкристаллитного вещест¬
ва. В слитке с крупнокристаллической структурой толщина этой
пленки в несколько раз больше, чем в слитке с мелкокристалли¬
ческой структурой, что способствует появлению трещин. Подоб¬
ные трещины, а иногда и полное разрушение слитка на проволоч¬
нопрокатном стане нередко наблюдаются и при горячей прокат¬
ке других сплавов. В подавляющем большинстве случаев разва¬
лившийся слиток имеет грубокристаллическую структуру с транс¬
кристаллическим разрушением.
Возникновение грубокристаллической структуры в слитках,
отливаемых в стационарные толстостенные чугунные изложницы
и особенно в водоохлаждаемые, обязано высокой температуре
заливаемого металла и значительному перепаду температур ме¬
талла у стенок и в середине изложницы.
Что высокая температура литья отрицательно влияет на ме¬
ханическую прочность литого металла и на его пластичность,
говорят следующие наблюдения. Два стержня из одних и тех же
материалов, отлитые один при нормальной температуре литья
(стержень А), другой при температуре на 50°С выше нормаль¬
ной (стержень В), при испытании дали результаты, указанные
в табл. 18.
За последние годы в технике изготовления фасонных деталей
в машиностроении все чаще проявляется интерес к замене литья
72
Таблица IB
Влияние температуры литья иа механические свойства сплава
Вид стержня
ав
кГ/см1
8. %
Ф. %
Вид стержня
кГ/см*
Ь. %
Ф. %
Первый опыт
А
1940
14,6
15,3
Второй ОПЫТ
А
1800
27,6
32,9
В
1150
7,5
6,4
в
1790
14,7
18,7
штамповкой деталей в жидком состоянии. Жидкая штамповка
мелких (весом до 8 кг) деталей из цветных металлов и сплавов
взамен кокильной отливки их показала экономию жидкого ме¬
талла за счет ликвидации литниковой системы, уменьшения при¬
пусков на обработку резанием. Качество отливок повысилось.
Производительность машины для жидкой штамповки 180—200 от¬
ливок в час общим весом 520 кг.
Особенности
обработки давлением
латунных сплавов
Качество слитна
для обработки давлением
При оценке качества слитка, предназначенного для обработка
давлением и получения различных полуфабрикатов, важнейшим
свойством считают обрабатываемость металла давлением, в пер¬
вую очередь в горячем состоянии.
В основном она зависит от степени чистоты металла, т. е.
отсутствия в нем вредных примесей, о которых говорилось выше.
Особо вредные из них — примеси таких веществ, которые обра¬
зуют друг с другом или с основными компонентами сплава при
кристаллизации из расплавленного состояния нерастворимые сое¬
динения с низкой температурой затвердевания и потому кристал¬
лизующиеся в конце процесса затвердевания. Эти последние пор¬
ции расплава, переходя в твердое состояние, как бы спаивают,
цементируют кристаллы друг с другом и потому их называли
раньше «межкристаллитным веществом», или «межкристаллит-
ным цементом».
Таким образом, структура затвердевшего сплава представ¬
ляет собой как бы конгломерат зерен основного твердого рас¬
твора, которые окружены тонкой пленкой межкристаллитного
цемента. Чем больше примесей, тем толще эта пленка. При на¬
гревании металла для горячей пластической деформации меж-
кристаллитное вещество может переходить или полностью в жид¬
кое или в полужидкое состояние, межкристаллические силы связи
(сцепления) при этом ослабевают, появляются трещины и может
наступить разрушение слитка. В таких случаях степень крупно-
73.
сти кристаллических зерен слитка играет большую роль: чем
крупнее кристаллы, тем меньше суммарная площадь поверхно¬
стей стыков зерен, тем толще слой межкристаллитного вещества,
тем легче могут возникать трещины при горячей деформации.
•Справедливость этого вывода подтверждается многочисленными
случаями разрушения слитков (или появления трещин) при го¬
рячей прокатке не только некоторых латунных, бронзовых, мед-
ионикелевых сплавов, но даже слитков чистой красной меди и
чистого алюминия (вайербарсов), когда ни контрольный химиче¬
ский анализ на содержание примесей, ни контроль температуры
условий нагрева слитков не дают оснований считать их ответст¬
венными за дефекты прокатки. В таких случаях причиной трещин
на вайербарсах чистой меди и алюминия считают крунокристал-
лическую структуру слитков. Что же касается слитков, указан¬
ных выше сплавов, то разваливавшиеся при горячей прокатке
«слитки часто наглядно показывали, что столбчатые кристаллы
их при затвердевании радиально прорастают от периферии до
центра слитка и что разрушение (трещина) как раз совпадает со
стыками и с направлением этих столбчатых кристаллов.
Есть два пути предотвращения таких случаев:
1) уменьшение количества межкристаллитного вещества в
структуре сплава (перевод возможно большего количества его
в твердый раствор);
2) создание условий, благоприятствующих образованию меж-
■кристаллической структуры, когда толщина пленки межкристал¬
литного вещества становится минимальной.
Первый путь — это гомогенизация, которая иногда превра¬
щается в отдельную производственную операцию термической
«обработки слитков, но в большинстве случаев процесс нагрева
слитка до необходимой для деформации температуры совме¬
щается с процессом гомогенизации.
Второй путь повышения пластичности слитка — это измельче-
-ние структуры, осуществляемое с помощью таких средств:
а) создание условий для быстрой кристаллизации сплава из
жидкого состояния, главным образом, с помощью искусственного
охлаждения заливаемого или уже залитого в форму слитка. Чем
«ыше скорость кристаллизации, тем большее число зародышей
.кристаллов возникает в единицу времени, тем мельче структура
слитка;
б) применение процесса модифицирования металлов и спла¬
вов, когда мелкокристаллическая структура слитка достигается
с помощью введения в сплав в небольших количествах присадок
специальных элементов.
В ряде работ по изысканию таких присадок-модификаторов
установлено, что присаживаемый с целью измельчения зерна мо-
лификатор должен удовлетворять следующим требованиям:
1) с одним из компонентов модификатор должен образовать
химическое соединение;
74
2) это химическое соединение должно кристаллизоваться
раньше, чем модифицируемое зерно;
3) образование этих соединений должно возникать при воз¬
можно малых концентрациях присаживаемого элемента.
О масштабах модифицирующего влияния разных присадок
можно судить по приведенным данным (табл. 19) для спла¬
вов Бр.ОЦС6-6-3; Бр.А-10; Бр.АЖМц 10-3-1,5; JI68; J1A77-2;
ЛАЖМц70-6-3-1.
Таблица 19
Влияние модификаторов иа величину верна сплавов
на медной основе
Сплав
Модификатор
Количество
добавляемого
модификатора
%
Число зерен
на 1 см* в
немодифици-
рованном
сплаве
Увеличение
числа зерен
иа 1 смш после
введения мо¬
дификатора
Бр.ОЦС6-6-3
Ti
0,06
30
До 600
V
0,12
30
450
Zr
0,18
30
450
Бр.АЮ + 0,3%Fe
В +v
0.2
—
350—370
Бр.АЖМцЮ-3-1,5
В +V
0,02
450
W + B
0,01
—
500
Л68
V + B
0,02
10—15
350—400
Ti + B
0,05
10—15
270—300
ЛА77-2
V
0,25
4—6
800—1000
ЛАЖМц70-6-3-1
Ti
0,005—0,01
500—600
V
0,02—0,05
—
400—500
W
0,005—0,01
—
300—400
Кроме примесей и грубокристаллической структуры, склон¬
ность к трещинообразованию в горячем и холодном состояниях
могут вызывать некоторые фазы, образуемые основными компо¬
нентами при определенных содержаниях их в сплавах (р-фа-
за, оловянистая, железистая, кремнистая, свинцовистая фазы
и др.).
Газовые раковины, пузыри и поры, как правило, не вызывают
трещинообразования, но при обработке давлением образуют рас¬
слоения и плены, снижают плотность и пластичность полуфабри¬
катов и прочностные показатели.
Аналогичное влияние оказывают и усадочные раковины.
А. Г. Спасский считает, что для образования внутри слитка
газовых пузырей необходимо наличие в расплаве частичек твер¬
дых примесей, служащих центрами зарождения газовых пузырь¬
ков. В реальных расплавах эту роль выполняют главным обра-
75
зом окислы содержащихся там металлов и другие неметалличе¬
ские включения, служащие готовой подкладкой для зарождения
и роста газовых пузырей.
Кроме перечисленных, внутри и на поверхности слитка могут
быть следующие дефекты:
а) наружные и внутренние трещины, возникающие в процессе
кристаллизации из расплавленного состояния, в основном вслед¬
ствие изменения объема и задержек, препятствующих свободной
усадке;
б) следы «приварки» расплава к изложнице и кокилю;
в) всевозможный «засор» (иногда его называют «пригаром»).
Это вмерзшие в металл твердые включения посторонних веществ:
угольки, кусочки печной футеровки, участки приставшего флюса,
земля, окислы и т. п.;
г) тонкий слой черной окалины, в основном состоящей из
СиО, который можно наблюдать на поверхности слитков относи¬
тельно легко окисляющихся сплавов (медь, томпаки).
Перечисленные дефекты не позволяют пустить слиток в горя¬
чую обработку давлением. При длительном нагреве их перед про¬
каткой или прессованием окалина проникает в глубь трещин, ра¬
ковин. При прокатке или прессовании она так же, как частички
поверхностного засора, может быть вдавлена на более или ме¬
нее значительную глубину в здоровую массу слитка и стать при¬
чиной трудноудалимых дефектов.
Для удаления таких дефектов приходится снимать с поверх¬
ности слитка наружный слой его на некоторую толщину. На пло¬
ских слитках латуни, отливаемых в горизонтальные изложницы,
на верхней «литниковой» поверхности имеются шлаковый засор,
усадка и нередко газовые и усадочные раковины. Такую же нека¬
чественную поверхность имеют и медные вайербарсы, отливае¬
мые на карусельной машине в горизонтальные медные изложни¬
цы. Дефектный слой таких слитков часто удаляют путем строга¬
ния или фрезерования. У вертикально отливаемых плоских
слитков литниковые концы* отрезают, большие грани слитков не¬
редко подвергают машинной шабровке или фрезеровке, а круг¬
лые слитки обтачивают. В других случаях удаление этих дефек¬
тов осуществляется при горячем прессовании, когда наружный
слой снимается со слитка и остается в контейнере пресса в виде
«рубашки».
Получаемые при этих операциях опилки, стружка, «рубашки»
увеличивают количество отходов, уменьшают процент выхода
годного. К этому следует добавить, что при переплавке стружки
и опилок безвозвратные потери на угаре в 2—3 раза выше, чем
при плавке компактной шихты.
Процесс обработки давлением у подавляющего большинства
стандартных деформируемых сплавов начинается в горячем со¬
стоянии. Нагретый слиток становится мягким, пластичным. Де¬
формация его требует применения малых деформирующих уси¬
76
лий и энергии, она может идти с применением больших обжатий.
С одного нагрева можно плоский слиток с толщиной 120 мм
прокатать в полосу толщиной до 3,5 мм, а круглый слиток диа¬
метром 110 мм — в катанку диаметром 7,0 мм.
История горячей проиатни
а-латуни
История горячей прокатки а-латуни представляет большой
интерес. До 1921 г. латунные сплавы со структурой а, такие как
Л70, JI68 и другие, во всех странах катались только в холодном
состоянии в несколько операций с промежуточными отжигами,
травлениями и т. д. Многократные попытки перехода на горячую
прокатку неизменно кончались неудачами. При каких угодно
вариантах нагрева и обжатий слитки трещали, не давая годной
заготовки.
В 1921 г. в Германии, в г. Штольберге, на заводе Астен унд
Линен О. Юнкер впервые удачно осуществил горячую прокатку
а-латуни. В практику заводов СССР горячая прокатка а-латуни
введена в 1926 г. Причина неудач с горячей прокаткой а-латуней
в предшествующие годы объяснялась очень легко.
О. Юнкер впервые применил при изготовлении слитков а-ла-
туни только что освоенный в производстве электролитический
цинк высокой степени чистоты, содержание свинца в котором
снижалось до 0,03—0,02 и даже до 0,001%. Чистая катодная
медь, применявшаяся для электрических целей, содержала РЬ
не больше 0,005%. Такая шихта могла ввести в сплав Л68 свинца
не более 0,68 X 0,005 + 0,32 X 0,03 = 0,013%.
В это же время применение цинка огневого рафинирования,
содержавшего в большинстве случаев от 0,2 до 2,0% РЬ, вводило
в шихту не менее 0,06% РЬ. Тщательные опыты показали, что
латунь Л68 без трещин и надрывов выдерживает горя¬
чую прокатку только тогда, когда содержание свинца в ней не
превышает 0,03%.
Переход от холодной прокатки а-латуни к горячей прокатке
давал огромные технико-экономические преимущества.
К особенностям поведения латуней при горячей деформации
относится резкое понижение пластичности и возникновение склон¬
ности к хрупкости в интервале температур 350 ± 150° С (в зави¬
симости от содержания цинка).
Хрупкость у латунных сплавов
в горячем состоянии
По замерам, произведенным в 1939 г. доц. С. И. Берманом в
Кольчугине, горячая прокатка на реверсивном стане трио слит¬
ков Л62 с размерами 120 X 600 X 620 мм в ленту толщиной
3,5 мм в 11 проходов заканчивалась при 500° С.
77
Прокатка подобных слитков с меньшим числом проходов до
в мм заканчивалась там же обычно при темно-вишневом накале
примерно при 600° С. Позднее в работе И. Л. Перлина и И. Я. Ря¬
занцева при прокатке слитков J162 с размерами 140x595x800 мм
в ленту толщиной 5 мм; слитков Л68 с размерами 120 X 580 X
X 800 мм в ленту толщиной 6 мм и слитков ЛТ90 с размерами
120 X 620 X 840 мм в ленту толщиной 5 мм на стане дуо нере¬
версивном с обратной подачей полосы через верхний валок ко¬
нечная температура полосы замерялась в пределах от 550 до
600° С.
Свертывание полосы (толщиной 3,5—5,0 мм) в рулон при тем¬
пературах в интервале 600—500° С происходит без дефектов.
В случаях, когда прокатка полос Л62, Л68 почему-либо задер¬
живается и из последнего прохода лента выходит, потеряв свече¬
ние (т. е. при температуре меньше 500° С), она при свертывании
в рулон нередко дает трещины на кромках и тем глубже, чем
ниже температура, чем ближе она к 350° С. Причина такой хруп¬
кости недостаточно ясна. Во всяком случае захоложенные при
прокатке рулоны перед пуском в дальнейшую холодную прокатку
надо отжигать.
Характер закономерности изменений показателей механиче¬
ских свойств латунных сплавов в зависимости от состава их и от
температуры испытаний на основании работ Бунтинга и Ханзера
выражен на диаграммах рис. 23, а, б.
Вторая особенность латуней заключается в их склонности к
перегреву, приводящему к разрушению слитка при горячей обра¬
ботке давлением. Особенно заметно она проявляется у латуней
с высоким содержанием цинка, которые при высокой темпера¬
туре приобретают структуру чистой ip-фазы. При нагревании в
области чистой p-фазы латунь приобретает крупнокристалличе¬
скую структуру. При длительном нагревании в области р-фазы
при температурах 800—850° С идет усиленное испарение цинка*
особенно интенсивное на стыках кристаллов, в результате чего
структура здесь как бы разрыхляется, межкристаллические свя¬
зи ослабевают. Пары цинка, обладая некоторой упругостью, стре¬
мясь выбраться в атмосферу, расширяют микропоры и микро¬
каналы, способствуя дальнейшему ослаблению и наконец пол¬
ному нарушению сил сцепления.
При затянувшемся процессе нагревания происходит полный
распад макрозерен и слиток превращается в кучу отдельных
крупных кристаллов, сохраняющих форму многогранников. На
боковых гранях их и в трещинах не совсем распавшихся кусков,
ясно видны белые хлопьевидные налеты ZnO.
Если процесс прокатки перегретого слитка начинается рань¬
ше его полного разрушения, то при прокатке слитка на его по¬
верхности возникают трещины.
Поэтому температура нагрева слитков латуней а + р (напри¬
мер, ЛС59-1) установлена ниже, чем у латуней а.
78
79»
Рис. 23. Изменение степени деформации образцов (%) при ударном осаживании (а) и изменение
ударной вязкости (б) в зависимости от состава сплава и температуры испытаний
При разработке технологии производства прутков из латуни
JIC59-1 путем горячей сортовой прокатки встретились с затруд¬
нением: прутки при прокатке в ручьях трещали в зоне темпера¬
тур меньше 600° С. Причиной этого оказалась крупнокристалли¬
ческая структура слитков. Для измельчения зерна и улучшения
обрабатываемости стали вводить различные добавки: на Балхаш¬
ском заводе ОЦМ добавляют к JIC59-1 0,3% Ni, 0,25% Мп и
0,15% Si. В Польской Народной Республике добавляют 0,01% Са.
Эта технология была внедрена и в СССР в производстве лент
из JIC59-1.
Изготовление прутков из JIC59-1 методом сортовой горячей
прокатки с последующим волочением стало также возможным.
Прокатанные прутки показали значения 6^40%; 35%.
Перегрев, сопровождающийся разрушением слитка а-латуни
при горячей прокатке, встречается редко. Однако при форсиро¬
ванном нагреве слитков типа JI68 в методической печи с недо¬
статочной производительностью, когда температуру печи держат
выше обычного, а слитки лежат стопкой и верхние слитки от рас¬
каленных стенок и свода печи нагреваются намного сильнее, по¬
верхностный слой их может оказаться перегретым. На поверхно¬
сти таких слитков при горячей прокатке вначале получаются мно¬
гочисленные мелкие (неглубокие) трещинки. В следующих
проходах они как бы закатываются, однако вследствие окислен-
ности полной приварки металла на участках бывших трещинок
не происходит. На поверхности прокатанной полосы наблюда¬
ются узоры, напоминающие листья. При дальнейшей холодной
-обработке они выкатываются и исчезают, иногда это сопровож¬
дается появлением на поверхности листа или ленты тончайших
отпадающих чешуек-шелухи.
В отношении латуней, содержащих не более 33 и даже
.30% Zn, следует дополнить, что в структуре слитков этих лату¬
ней на участках, затвердевающих особенно быстро, вопреки ука¬
заниям равновесной диаграммы кристаллизации Си — Zn неред¬
ко можно встретить прослойки >р-кристаллов, их следует рассмат¬
ривать как преждевременно выделяющуюся p-фазу (наподобие
того, как это обычно бывает в оловянистых бронзах).
Выдержка в печи в течение четырех часов при 825° С слитков
этой латуни, местами содержавших Zn на 2% выше нормального,
позволяет полностью перевести в раствор р-фазу.
Правильная организация нагрева слитков перед горячей об¬
работкой давлением за последние годы приобрела особое значе¬
ние. Старая технология и оборудование для нагрева слитка на
заводах по обработке цветных металлов начинают тормозить вы¬
полнение требований интенсификации производственных процес¬
сов, максимальной экономии цветных металлов, повышения вы¬
ходов годной продукции и повышения показателей физико-ме¬
ханических и химических свойств выпускаемой продукции.
Увеличение скоростей на агрегатах по горячей обработке давле¬
но
нием ужесточает требования к нагревательным устройствам в
отношении их производительности и обеспечения безупречной
обрабатываемости слитков давлением с меньшими потерями ме¬
талла. Для удовлетворения этих требований следует нагревать
слитки возможно быстрее, для чего необходимо форсировать пе¬
реход от нагрева слитков в методических печах к нагреву индук¬
ционному, при котором необходимый нагрев слитков можно осу¬
ществлять за несколько минут или даже секунд.
В последние годы индукционный нагрев слитков начинает
внедряться в производство: создаются установки в отдельных
случаях даже с комплектом индукторов разных параметров соот¬
ветственно особенностям отдельных сплавов. На этих установках
намечаются циклы нагрева слитков следующей продолжительно¬
сти, сек:
Бр.ОФб, 5-0,15. . 28—30 Л62 15
Медь 25 Бр. 007-0,2 . . . 38 -40
ЛС59-1 15
По данным С. С. Зуева, индукционный способ нагрева круг¬
лых слитков диаметром 150—60 мм латуни J162 сокращает про¬
должительность нагрева в 30—60 раз.
Нагрев происходит со скоростью 272—394° С в минуту.
Однако вопрос о переходе к индукционному нагреву слитков
достаточно сложен. При его разрешении приходится учитывать,
что в процессе длительного нагрева слитка происходит не только
простое повышение температуры слитка, но и сложные измене¬
ния « структуре слитка.
Как уже было сказано, литой слиток имеет ряд пороков:
1. По причине быстрого затвердевания в слитке господствует
дендритная структура с более или менее резко выраженной внут-
рикристаллической ликвацией, которая снижает пластические
свойства.
2. В слитках могут быть преждевременно выделившиеся фазы
(например, частичные выделения p-фазы в а-латунях; р-, *у-, 6-,
е-фаз в а-оловянистых бронзах и т. д.), могущие ухудшать пла¬
стические свойства.
3. Наконец, в слитке могут быть последствия зональной (пря¬
мой или обратной) ликвации, также снижающие пластические
свойства.
Задача технолога-прокатчика — в максимально возможной
степени устранить все эти структурные недостатки, получить при
нагреве слитки с максимальной мягкостью и пластичностью для
успешной горячей обработки давлением.
В процессе гомогенизирующего нагрева все перечисленные
виды неоднородности состава устраняются с помощью процессов
диффузии: местные избыточные атомы отдельных элементов
сплава диффундируют в соседние слои с более низким содержа¬
нием их, обмениваются с атомами других избыточных элементов,
6 Д. И. Сучков
81
благодаря чему происходит выравнивание состава сплава и, как
правило, повышение его пластичности. Нельзя лишь перевести
целиком или частично в твердый раствор структурные составляю¬
щие, нерастворимые в основной массе твердого раствора сплава.
Так как все диффузионные процессы требуют для полноты
их завершения времени, то понятно, что при быстром минутном
нагреве слитков в индукторе гомогенизация состава не может
быть выполнена и потому индукционный метод нагрева легко
может быть применен лишь к слиткам очень чистых металлов
или к предварительно гомогенизированным слиткам.
Другое дело применение индукционного нагрева при проме¬
жуточных отжигах холоднодеформированных полуфабрикатов.
При упрочняющей термической обработке нагрев под закалку
и отпуск также требует у многих сплавов значительной выдерж¬
ки, с одной стороны, для максимального перевода в твердый рас¬
твор фаз-упрочнителей, а с другой — для выделения из пересы¬
щенных при закалке твердых растворов мелкодисперсных вклю¬
чений фаз-упрочнителей.
Горячее прессование
Горячее прессование латунных сплавов имеет свои особен¬
ности.
Прессованные прутки и толстостенные трубы из латуни не¬
редко обнаруживают при испытании так называемый шиферный
излом, напоминающий излом слоистого, волокнистого дерева.
Происхождение шиферного излома объясняют по-разному.
По мнению одних специалистов, шиферный излом возникает
следующим образом: основные кристаллы в процессе горячего
прессования вытягиваются в направлении оси прутка или трубы.
Находящиеся между ними в расплавленном состоянии включе¬
ния свинца превращаются как бы в смазку между деформирую¬
щимися зернами, вытягиваются в длинные тончайшие нити или
пленки. Благодаря этому структура приобретает слоистый ха¬
рактер. Хотя прошедший через матрицу пруток начинает сейчас
же рекристаллизовываться, не участвующий в образовании но¬
вых смешанных кристаллов твердого раствора свинец способст¬
вует сохранению этой слоистости и после рекристаллизации.
Другие металловеды склонны объяснять шиферность нали¬
чием взвешенных в расплаве тончайших пленок окислов (напри¬
мер, AI2O3). На местах их залегания возникают мелкие участки
с ослабленными силами сцепления, на которых при изломе воз¬
никают расщепления.
Другая особенность при горячем прессовании латуни, имею¬
щей двухфазную структуру а + р, заключается в том, что струк¬
тура по длине прессованных прутков получается неодинаковой:
в структуре переднего конца, прессование которого проходило
при температуре выше температуры превращения р~^а, это пре¬
вращение совершалось после деформации и потому превалирую¬
82
щие кристаллы а имеют игольчатую форму. Температура заднего
конца прутка вначале деформации успевает опуститься ниже тем¬
пературы начала превращения р->а и к моменту начала дефор¬
мации структура заднего конца оказывается двухфазной а + р.
Пройдя через матрицу, a-кристаллы подвергнутся рекристалли¬
зации и приобретут форму округлых включений с двойниками.
Разница в структуре концов прутка (или трубы) отражается
и на механических и технологических свойствах. Структура зад¬
него конца оказывается менее благоприятной для дальнейшей
обработки давлением. Устранить указанную разницу можно было
бы путем повышения температуры нагрева слитка перед прессо¬
ванием, чтобы дать возможность и заднему концу прутка пройти
матрицу при температуре большей или равной температуре пре¬
вращения р-^а. Но это может привести к перегреву слитка со
всеми вытекающими последствиями (укрупнению структуры р,
снижению прочностных свойств и пластичности, приобретению
шиферности в строении прутка). Подогрев до необходимо высо¬
кой температуры контейнера пресса для замедления остывания
прессуемого слитка не рационален, так как ухудшает условия
работы контейнера, снижает его долговечность.
Еще один путь устранения разницы в структуре переднего и
заднего концов — увеличение скорости прессования, но это мо¬
жет привести к получению бракованной продукции, когда прутки
выходят из матрицы с рваной поверхностью, напоминающей
сухую еловую шишку.
Последний путь — это сокращение длины прессуемых слитков
(а следовательно, и прутков). Он невыгоден по технико-эконо-
мическим соображениям: снижает выходы годного, увеличивая
отходы на пресс-остатках, снижает производительность оборудо¬
вания.
Практический выбор пути борьбы за однородность структуры
и свойств концов прессуемых прутков решается в соответствии
с условиями данного производства. Видимо, наиболее приемле¬
мым можно считать применение исходных слитков с небольшой
длиной. Повторного нагрева прессуемых прутков рекомендуется
избегать, так как он может привести к образованию нежелатель¬
ной грубокристаллической структуры.
При горячей штамповке изделий из прессованных прутков
правильный нагрев имеет огромное значение.
При небольшой продолжительности нагрева (не более ХЪмин)
штамповки получают без дефектов как из передних, так и из зад¬
них концов прутка. При нагреве длительностью более 20 мин по¬
лучают значительное количество брака по трещинам, при даль¬
нейшем повышении продолжительности нагрева брак увеличи¬
вается. Пониженная температура штамповки латуни типа JTC59-1
(680—700° С) всегда дает лучшие результаты.
Горячая прокатка этой латуни лучше всего идет в интервале
температур 680—700° С.
6*
83
Окалина при горячей обработке
давлением
Один из важных технико-экономических вопросов в области
горячей обработки давлением чистых металлов и сплавов — об¬
разование окалины на поверхности слитков, нагреваемых в со¬
временных пламенных печах. Слой окалины на слитках меди, ни¬
келя и некоторых их сплавов может достигать толщины ^2 мм.
Очень твердая и хрупкая корка окалины при ковке, прокатке,
штамповке дробится и в виде черепков скапливается под стана¬
ми; другая часть кусков окалины, попадая между поверхностями
прокатных валков и слитка, вдавливается в толщу слитка. Про¬
исходит закат окалины, причиняющий много хлопот при даль¬
нейшей холодной обработке: он создает необходимость удаления
путем срезания наружного слоя подката или усиленного травле¬
ния его.
В результате происходит большая потеря цветного металла:
безвозвратная при травлении (если путем регенерирования ме¬
талл не извлекается из отравных растворов и промывных вод)
и возвратная, когда стружка возвращается в производство, но
при переплавке ее снова получаются безвозвратные и возвратные
потери.
Закатанная окалина, не полностью удаленная травлением
с проволочной, прутковой или трубной заготовки, разрушитель¬
но действует на волочильный инструмент (матрицы, фильеры) и
вызывает обрывы, брак по состоянию поверхности. Последний
вид брака получают и на листовой продукции.
Борьба с окалиной при нагреве слитков, а также полуфабри¬
катов при разных видах термической обработки цветных метал¬
лов и сплавов со всех точек зрения должна привлечь внимание
и технологов и экономистов.
Особенности холодной обработки
давлением
Выше отмечалось, что латунные сплавы с a-структурой отли¬
чаются высокой пластичностью и особенно латунь с 67—68% Си,
прекрасно выдерживающая глубокую штамповку с вытяжкой.
У латуней со структурой а + р пластичность с повышением коли¬
чества p-фазы понижается и, наконец, латуни со структурой чи¬
стой p-фазы чрезвычайно мало пластичны в холодном состоянии.
От попыток введения в стандарты р-латуни с содержанием
51 % Си для изготовления толстых прутков пришлось отказаться.
Применяемые суммарные обжатия при холодной прокатке ли¬
стовым и ленточным способами и при волочении для а-латуней
(между отжигами) находятся в пределах, близких к 70%.
Латуни со структурой а + р при листовой прокатке с боль¬
шими степенями наклепа иногда дают характерные трещины или
84
полностью разрушаются. На рис. 24 показан вид трещин на по¬
верхности листа и схематический разрез поперек трещин.
Скалывание происходит в местах залегания более хрупкой
p-фазы и под углом ~45° к направлению действующей силы.
В производстве латунных листов, полос и лент, предназначав
мых для получения полых тонкостенных изделий путем глубокой
штамповки с вытяжкой (гильзы, капсюли и пр.), так же как и в
Рис. 24. Трещины при листовой прокатке латуни
со структурой а + р
производстве медных листов и лент, много беспокойства причи¬
няет явление фестонистости. На основании результатов изучения
фестонов при вырубке колпачков из полос латуни JI68 в завод¬
ских условиях были сделаны следующие выводы:
1) температура отжига полос (карточек) толщиной 6,5 мм
после горячей прокатки должна быть 700—750° С;
2) температура окончательного (выходного) отжига лент (по¬
лос) толщиной 2,6 мм должна быть 500—550° С.
При этих условиях показатели механических свойств полос
лучше всего соответствовали техническим условиям, которые тре¬
бовали значений ов = 30—35 кГ/мм2 и б — не менее 50%, а сум¬
ма значений <тв + 6 (качественное число) должна быть не мень¬
ше 85.
Фестоны располагаются под углом 45° к направлению прокат¬
ки. Образцы, вырезанные под таким углом, при испытании на
разрыв показывают, что значения ав ниже, чем у проб, вырезан¬
ных вдоль или поперек прокатки, а значение 6 выше. Установ-
85
лено, что оптимальной температурой при промежуточном отжиге
следует считать 600 ± 20° С, а для выходного отжига (при тол¬
щине полос 2,6 мм) 550 ± 20° С.
Что касается интенсификации процессов холодной обработки
давлением, то в производстве ленты за последние годы введено
много нового.
Если совсем недавно предельной скоростью холодной прокат¬
ки лент толщиной до 0,05 мм на малых шестивалковых станах
считалась скорость до 120 м/мин, то в 1960 г. была освоена про¬
катка ленты Л62 на новом 12-валковом стане с толщины 0,40 до
0,11 мм в два прохода со скоростью 240 м/мин и с толщины 0,1
до 0,05 мм за один проход со скоростью 100 м/мин.
Остаточные упругие напряжения
и склонность и саиорастресниванию
Есть еще одно свойство медноцинковых сплавов, теснейшим
образом связанное с холодной обработкой давлением — это
склонность к сохранению остаточных упругих напряжений, воз¬
никающих при холодной пластической деформации. Эти напря¬
жения могут вызвать самопроизвольно возникающие поперечные
и продольные трещины.
Многочисленные исследования явлений саморастрескивания
латунных полуфабрикатов и изделий показали, что сами по себе
остаточные напряжения без содействия других факторов не в
состоянии вызвать разрушения.
Главный из них — коррозия в результате воздействия окру¬
жающей газовой или жидкой среды, с которой латунные изделия
непосредственно соприкасаются. При этом наиболее агрессивно
во влажной атмосфере действуют аммиак и сернистые газы, в
водных растворах — аммиак. Особо разрушительно действуют
слабые растворы хлористых и азотнокислых солей ртути. На этом
основано испытание латуни на склонность к коррозионному са-
морастрескиванию.
Стандартный метод таких испытаний в США состоит в погру¬
жении испытуемых образцов на 30 мин в водный раствор 10 г
азотнокислой закиси ртути и 10 мл HN03 (плотностью 1,42) на
1 л раствора.
В СССР испытания ведутся над водными растворами аммиа¬
ка разной концентрации от 1,0 до 20% NH3 с различными вы¬
держками. Для испытания на саморастрескивание в воздухе,
содержащем сернистый газ, образцы следует помещать в экси¬
катор, на дно которого налит 1 л водного раствора, содержащий
0,6—1,0 г Na2S03, подкисленного соответственно 3—5 мл H2S04.
По литературным данным, первые описания и исследования
явления саморастрескивания латуни были выполнены русскими
исследователями А. В. Рутковским в 1880 г., И. А. Крыловым
в 1901 г., А. Матюниным в 1904 г. В 1900 г. немецкие заводы, из¬
86
готовлявшие гильзы, в целях устранения их склонности к само-
растрескиванию, производили низкотемпературный отжиг гильз
при 250—270° С с выдержкой при этой температуре в течение
2.5 ч. Немного позднее там же были установлены обязательные
испытания гильз (после профилактического низкотемператур¬
ного отжига) на склонность к саморастрескиванию путем погру¬
жения гильз на 5 ч в 1,5%-ный водный раствор хлорида ртути
(HgCb) с последующим дополнительным испытанием ударной
пробой. При этом гильзы не должны были давать никаких тре¬
щин.
Описания многочисленных случаев саморастрескивания ла¬
тунных полуфабрикатов и изделий можно найти в зарубежной
литературе. Были такие случаи и в практике отечественных за¬
водов.
В холодном складе на станции Свердловске хранились бухты
полутвердой проволоки из JI62. После четырехмесячного хране¬
ния на отдельных витках проволоки возникло саморастрескива-
ние. Потрескавшиеся витки имели синевато-зеленоватую окра¬
ску, видимо, на них попали следы какой-то агрессивной жид¬
кости.
В единственном случае автор наблюдал самопроизвольное
растрескивание на донцах небольших рулонов тонкой твердока¬
таной ленты из JI68 американского производства. Саморастрески-
вание и типичная в таких случаях хрупкость проявилась на ленте
толщиной 0,2 мм, хранившейся около 5 лет в неотапливаемом
помещении.
В 1949 г. на одной из уральских ТЭЦ вышел из строя конден¬
сатор: несколько трубок оказались с трещинами.
Конденсатор был изготовлен на швейцарском заводе, собран
из трубок диаметром 24,5 X 22 мм из латуни JI68. Между решет¬
ками, в которых были закреплены трубки, расстояние 6000 мм.
Других промежуточных распорок не было. Внутри трубок цирку¬
лировала вода из пруда, при выходе из трубок она имела темпе¬
ратуру 50—60° С. Циркулировавший между трубками мятый пар
при входе в конденсатор имел температуру около 100° С, а при
выходе 35—40° С.
Вода в пруде периодически подвергалась хлорированию с по¬
мощью белильной извести. Весной и осенью в периоды паводков
в воде и паре наблюдалось присутствие аммиака (до 5 мг на л).
Конденсаторы без остановки проработали 40000 ч (примерно
4.5 года). При исследовании образцов, вырезанных из худых
трубок, автором было обнаружено, что внешняя поверхность их
темно-бурого цвета с тонкой, легко соскабливающейся корочкой
(из частичек ржавчины, накипи и смазки). Внутренняя поверх¬
ность трубок покрыта твердой плотно приставшей корочкой, на¬
поминающей накипь со слегка голубоватой окраской (видимо, от
присутствия углекислых и, может быть, сернокислых медных со¬
лей) .
87
Трещины на трубках были и продольные и почти поперечные,
они располагались на нижней части поверхности на участках наи¬
большего прогиба, провисания под влиянием собственного веса
трубки и заключенной в ней воды.
Структура трубок и показатели механических свойств в про¬
бах из непострадавших участков подтверждали, что трубки изго¬
товлены из а-латуни, что они, очевидно (согласно ТУ), постав¬
лены в конденсатор после низкотемпературного отжига.
О возможных причинах саморастрескивания трубок были
сделаны следующие выводы:
1. Начальный прогиб трубок мог возникнуть от толчков и
ударов при монтаже и транспортировке.
2. Последующий прогиб образовывался под влиянием собст¬
венного веса трубок и находящейся в ней воды в течение всего
периода их работы (4,5 года).
3. Провисание (прогиб) вызывало остаточные упругие напря¬
жения.
4. Возможная вибрация при работе турбины могла вызывать
усталость металла.
5. Корродирующее влияние примесей в паре и воде (аммиак,
сернистый газ) содействовало саморастрескиванию.
6. Наконец, возможно, что в последнем низкотемпературном
отжиге на заводе — поставщике конденсатора не все конденса¬
торные трубки были полностью освобождены от остаточных упру¬
гих напряжений. О необходимости соблюдения особой осторож¬
ности при отжиге латунных трубок из сплавов JIC59-1; JI62; JI68;
JT70 и особенно трубок для конденсаторов ТЭЦ предупреждают
Ипатов и Меренищева. Они рекомендуют отжиг всей массы кон¬
денсаторных трубок производить при температуре 380—420° С
с постепенным снижением температуры в течение суток, так как
такой отжиг полностью устраняет возможность растрескивания
трубок в процессе работы теплоэлектроцентрали.
Влияние саморастрескивания получило название сезонного
саморастрескивания, или сезонной болезни. Это название возник¬
ло после того, как в практике наблюдалось много случаев само¬
растрескивания в определенные времена года — весной и осенью.
Объяснялось это тем, что в эти времена года, во-первых, часто
бывают более или менее резкие колебания температуры наруж¬
ного воздуха, вызывающие ощутимые объемные изменения и до¬
бавочные временные напряжения в металле. Во-вторых, воздух
в это время обычно имеет повышенную влажность. В-третьих,
вода в реках и в водоемах становится загрязненной с повышен¬
ным содержанием различных агрессивно влияющих на металл
примесей (особенно таких, как аммиак, аммиачные, сернистые,
хлористые и другие соли). Указанные физические и химические
факторы, с одной стороны, благоприятствуют усилению механи¬
ческих напряжений, стремящихся разорвать латунные изделия.
88
а с другой,— усиливают процессы интеркристаллической корро¬
зии, ослабляющей межкристаллические связи.
Явление саморастрескивания наблюдается не только при
обычных температурах: оно может проявляться и при повышен-
ных температурах, например при промежуточном отжиге полу¬
фабрикатов.
В 1925 г. в посудно-давильном производстве Кольчугинского
завода возник массовый брак при отжиге латунных штампован¬
ных корпусов для самоваров. Причиной этого было введение фор¬
сированного отжига корпусов после холодной штамповки их с
глубокой вытяжкой. Холодноштампованные корпуса закладыва¬
ли в железный ящик и быстро
задвигали в печь, где темпера¬
тура была около 650° С. Верх¬
ние корпуса, испытывавшие
резкий односторонний нагрев от раскаленного свода, начинали
давать продольные трещины (по образующим) через 1—2 мин
после посадки (рис. 25,а,б). Брак быстро ликвидировали сле¬
дующим образом: ящик с корпусами, закрытый железным
листом, сажали в печь, снизив предварительно ее температуру
до 350—400° С, а подъем температуры начинали через 10—15 мин
после посадки.
Резкий и односторонний нагрев вызывал в корпусах местные
напряжения. Суммируясь с остаточными упругими тангенциаль¬
ными напряжениями, они способствовали доведению этих напря¬
жений до значений, превосходящих предел сопротивления раз¬
рыву.
Механизм возникновения остаточных упругих напряжений
можно представить следующим образом.
В поли кристаллическом металле, как известно, процесс сдви¬
гов в кристаллических блоках по плоскостям скольжения при
холодной пластической.деформации идет в разных зернах раз¬
лично. Степень участия отдельных зерен в сдвигах зависит от
Рис. 25. Саморастрескивание штампованных тонко¬
стенных самоварных корпусов при отжиге:
а — порядок укладки корпусов в короб; б — форма и рас¬
положение трещин
89
угла, под которым плоскости скольжения зерна расположены
относительно направления усилия, вызывающего деформацию
тела.
В то время когда благоприятно ориентированное расположе¬
ние плоскостей скольжения (при угле, близком к 45°) в одних
зернах вызывает максимальные сдвиги, в других зернах, с не-
удачной ориентировкой плоскостей скольжения, например при
углах, близких к 90°, деформация может быть только минималь¬
ной. Могут быть и такие случаи, когда в отдельных кристалли¬
ческих зернах или в группах зерен сдвигающие напряжения бу¬
дут иметь такую небольшую величину, что под их действием
группы атомов будут лишь частично упруго отклонены от своих
центров колебания. В других соседних
зернах или группах зерен могут про¬
изойти такие же упругие отклонения,
только в других направлениях. Эти
различно направленные местные упру¬
гие отклонения могут взаимно уравно¬
вешивать друг друга и оставаться по
окончании действия деформирующего
усилия. Тогда они станут остаточными
упругими напряжениями. Если урав¬
новешивание их создается между мак¬
роучастками и обнаруживается изме¬
нение параметров решетки, это бу¬
дут напряжения 1-го рода. Если урав¬
новешивание их создается в масштабе
отдельных зерен и на рентгенограмме наблюдается размытие
линий, это будут напряжения 2-го рода. Если уравновешивание
имеет место в масштабе отдельных кристаллических ячеек, это
будут напряжения 3-го рода.
Наиболее изучены напряжения 1-го рода.
Имеются методы, позволяющие определять характер напря¬
жений (растяжения или сжатия) и величину их в различных
слоях (на разной глубине) холоднодеформированных труб,
прутков.
При исследовании условий изготовления, хранения и причин
коррозионного саморастрескивания латунных резервуаров стен¬
ных ламп в 1925 г. автор применял в числе других простой метод,
дававший наглядное представление об относительной вели¬
чине остаточных упругих напряжений в тонкостенных резервуа¬
рах.
Из цилиндрической части резервуара (рис. 26) вырезалось
кольцо и распиливалось по образующей. Кольцо быстро развер¬
тывалось как пружина. Длина хорды / позволяла судить об от¬
носительной величине остаточного напряжения. При испытании
в 1—2%-ном растворе HgN03 резервуары давали трещины через
1—2 мин после погружения.
Рис. 26. Испытание на
склонность к саморас-
трескиванию при раз¬
резке кольца
90
Л. В. Бобылев производил испытания на растрескивание ла¬
тунной полоски, свертывал ее в кольцо, закрепляя концы и поме¬
щая это кольцо в агрессивную среду. Время с момента внесения
кольца в эту среду до растрескивания определяло склонность ис¬
пытуемой латунной ленты к растрескиванию.
Л. В. Бобылев установил, что растрескивание в аммиачной
среде идет только при условии добавки к этой среде окислителей
(Н2О2, Си (ОН) 2 и др.).
Эти методы позволили установить, что в наружном слое прут¬
ка чаще всего остаточные упругие напряжения — растягиваю¬
щие, а в сердцевине прутка — сжимающие. На некоторой глу¬
бине между ними имеется тонкий нейтральный слой, где напря¬
жения растяжения переходят в напряжения сжатия. Известно,
что при холодном волочении толстых латунных прутков наклеп
передается не на всю толщу прутка одинаково. Так, например,
пруток JI68 диаметром 20 мм имеет твердость ИВ в середине
119 кГ/мм2; на периферии НВ = 142 кГ/мм2; пруток JI68 диамет¬
ром 40 мм НВ в середине 107 /сГ/лш2; на периферии НВ =
— 146 кГ/мм2.
Способы уменьшения
и полного устранения
остаточных напряжений
Для уменьшения и полного снятия остаточных упругих напря¬
жений существуют два способа — механический и термический.
Сущность механического способа заключается в том, что по¬
луфабрикаты или изделия (прутки, профили) подвергают растя¬
жению с небольшой вытяжкой (1—1,5%). Мелкие холодноштам¬
пованные изделия, в том числе заклепки, иногда подвергают об¬
работке встряхиванием с целью вызвать незначительные сдвиги
в упруго-напряженном металле.
В прошлом до введения специальных правильных машин в
прутково-трубном производстве прутки и трубы правились вруч¬
ную специальными дубовыми колотушками между деревянными
подкладками. Такая правка способствовала снятию напряжений,
и жалоб на саморастрескивание от потребителей не поступало.
Правка на современных роликовых, растяжных и других пра¬
вильных машинах также способствует уменьшению остаточных
напряжений
На рис. 27 видно, что при правке тянутых латунных прутков
с дополнительным обжатием (1%) остаточные упругие напряже¬
ния снижаются с 30 до 10 кГ/мм2.
Однако ни дополнительные малые обжатия (деформации), ни
встряхивание не дают полного снятия остаточных напряжений.
Полное снятие остаточных упругих напряжений может быть
достигнуто только низкотемпературным отжигом.
Необходимая для этого температура ниже температуры ре¬
кристаллизации рассматриваемого сплава. Это дает возможность
91
перед отправкой потребителю продукции в полутвердом состоя¬
нии подвергать их низкотемпературному отжигу, не меняя сооб¬
щенных уже показателей механических свойств (ав, б и др.).
Освобождение полуфабрикатов от упруго-напряженного со¬
стояния и перевод их в состояние «отдыха» с помощью низкотем¬
пературного отжига для многих сплавов не только не снижает,
но даже повышает показатели прочностных свойств. К таким
сплавам можно отнести Бр.ОЦ4-3, Бр.АМц9-2, нейзильбер, мо-
нель и др.
А. П. Курдюмов еще в 1904 г. указывал, что сплавы типа
ЛТ95, ЛТ90, Л85, Л68, прокатанные в холодном состоянии, после
отжига при 200° С дали повышение значений ов на 1—4 кГ/мм2.
По Заксу, холоднодеформированный сплав меди с 45% Ni
имел твердость НВ = 184 кГ/мм2, а после отжига при 300° С
НВ = 196 кГ/мм2. Действие низкотемпературного отжига на ме¬
ханические свойства холоднодеформи-
рованных металлов и сплавов до сих
пор не может считаться вполне изучен¬
ным. Вот один из примеров. Около
40 лет тому назад завод должен был
сдавать ленту нейзильбера МНЦ15-20.
Холоднодеформированная лента долж¬
на была обеспечить требуемые ТУ на
ленты МНЦ15-20 (табл. 20).
Все попытки завода получить эти
свойства путем применения различных
степеней обжатия не дали положитель¬
ных результатов.
В 1935 г. для этих холоднодефор-
мированных лент с обжатием 40% был
применен низкотемпературный отжиг с продолжительностью
выдержки 45 мин при температуре 300° С. Такой отжиг дал воз¬
можность повысить при испытании на приборе Сименса и Галь-
ске предел текучести при изгибе на 10—20 кГ/мм2. Оказалось,
что низкотемпературный отжиг повысил упругие свойства ней-
зильберовой ленты.
Недавние испытания при изучении анизотропии предела упру¬
гости пружин из латунных сплавов Л85; Л68; бронз Бр.Л7;
Бр0ф6,5-0,15; Бр.0ф4-0,25; Бр.ОЦ4-3; Бр.КМцЗ-1; нейзильбера
Таблица 20
Показатели механических свойств
ленты МНЦ 15-20
Состояние
ав, кГ/мм*
С7Т, кГ/мм1
Б, %
Твердое
>55
30—45
>2
Полутвердое
>45
25—40
>5
Рис. 27. Снижение остаточ¬
ных упругих напряжении в
холоднотянутых прутках
при правке с дополнитель¬
ным обжатием 1%
92
МНЦ65-15-20 (в виде полос толщиной 0,35 мм) показали сле¬
дующее. Полосы были испытаны после наклепа (прокатка с об¬
жатием 57%) и после дорекристаллизационного отжига. У всех
перечисленных сплавов сильно выражена анизотропия предела
упругости, при этом максимальное ее значение проявляется в на¬
правлении, перпендикулярном к направлению прокатки, а мини¬
мальное — в продольном.
После дорекристаллизационного отжига анизотропия предела
упругости у латуней (и бронз) уменьшается, а сам предел упру¬
гости возрастает.
Подобные явления могут быть объяснены упругими несовер¬
шенствами, зависящими, видимо, от скрытых остаточных упругих
напряжений, которые полностью устраняются только отжигом.
Если от металла требуется равномерная и совершенная упру¬
гость, его надо применять преимущественно в деформированном
состоянии после низкотемпературного отжига ниже температуры
его разупрочнения с расчетом освобождения его от собственных
внутренних упругих напряжений.
Изменяя условия низкотемпературного отжига, можно в зна¬
чительной мере влиять на показатели таких свойств, как предел
упругости, предел текучести, магнитные, электрические и другие
свойства.
Мур и Бекинзейл установили следующие режимы низкотем¬
пературного отжига для латуни JI70, при соблюдении которых
латунь не дает саморастрескивания в растворе:
°с ч °с ч
200 96 275 1
225 48 300 20
250 5 325 5
Для латуни JI62 и морской латуни JI070-1 требуется темпера¬
тура 275° С с выдержкой 2 ч или 300° С с выдержкой 1 ч\ для
JIC59-1—температура 175—200° с выдержкой 20—30 мин.
Травление
При нагревании в печи с обычной атмосферой чистая медь,
медноцинковые сплавы с высоким содержанием Си (например,
томпаки) дают окалину, толщина слоя которой уменьшается
с увеличением содержания цинка. В сплавах, содержащих свыше
80% Си, соотношение количеств СиО и ZnO в окалине такое же,
как Си : Zn в сплаве. В латунях, содержащих менее 80% Си,
слой окалины состоит почти из чистой окиси ZnO. Здесь Zn диф¬
фундирует с большей быстротой к поверхности и восстанавли¬
вает окислы меди.
Введение в латунь около 2% А1 резко снижает окисляемость.
Добавки кремния действуют примерно так же. Применяемое для
удаления окалины травление — одна из самых неприятных опе¬
93
раций: оно связано с применением больших количеств воды; в
травильных отделениях обрабатывающих цехов всегда сыро, в
воздухе чувствуется в большей или меньшей мере присутствие
паров кислоты.
Необходимая с точки зрения сокращения безвозвратных по¬
терь, отходов и брака борьба с окалиной возможна в двух на¬
правлениях: 1) нагревание слитков в безокислительной среде;
2) в тех случаях, когда при нагревании не требуется особой вы¬
держки для гомогенизации, сокращение окалины до минимума
может быть достигнуто ускоренным (например, индукционным)
нагревом, в отдельных случаях — в защитной атмосфере или да¬
же под вакуумом.
В производстве листов, прутков, лент, проволоки, профилей,
труб из цветных металлов и сплавов операции травления часто
применяют после горячей обработки давлением, после промежу¬
точного или окончательного отжига, если последний проводится
в печах без защитной атмосферы.
Самым употребительным видом раствора в отравных баках
для большинства сплавов на медной основе (главным образом,
латуней) служит раствор серной кислоты с концентрацией
6—10%.
Для некоторых сплавов в этот основной раствор добавляют
хромпик (К2СГ2О7).
Некоторые специальные латуни (а также бронзы, меднонике¬
левые, никелевые и другие химически стойкие сплавы) не подда¬
ются обычному травлению, и к ним применяют «крепкое» травле¬
ние. Последнее проводится в керамических кислотоупорных ба¬
ках в две стадии. Первая операция носит старое название
«отбела». В одном литре раствора для этой операции содержится
50 г KN03; 50 г NaCl; 200 г H2S04.
Продолжительность выдержки в этой ванне определяется
практически (от 15 до 60 мин). После снятия окалины развязан¬
ные бухты проволоки, распушенные рулоны ленты или листы
переносятся из «отбельной» ванны во вторую ванну для «от-
краса». Состав ванны для «откраса»: на 1 бутыль H2S04 крепо¬
стью 54° Вё берут 1 бутыль HNO3 крепостью 32° Вё. Продолжи¬
тельность пребывания металла в этой ванне исчисляют секунда¬
ми. Определяют ее опытным путем.
Задержка металла в этой ванне приводит к излишней потере
металла, быстро растворяющегося в ванне, и к получению метал¬
ла с изъязвленной поверхностью.
Из этой ванны металл быстро извлекают и погружают в про¬
мывной бак с холодной проточной водой.
Далее металл переносят в ванну с горячей водой для удале¬
ния последних следов раствора и он поступает в сушильную ка¬
меру. Операции травления (особенно в ванне «откраса») сопро¬
вождаются обильным выделением густых красно-бурых ядови¬
тых паров — окислов азота — и поэтому в травильном отделении
94
должны быть предусмотрены сильная вентиляция и строгое со¬
блюдение правил охраны труда и техники безопасности.
При травлении латунных листов и других полуфабрикатов
нередко наблюдается появление на поверхности травленых пред¬
метов покраснения в виде пятен или полос. Красные пятна и по¬
лосы на поверхности листовой продукции ТУ не допускаются,
что приводит к ее забракованию или повторному травлению.
Не смываемые водой и трудно удаляемые даже при стирании
красные пятна — результат отложения на латуни красной меди.
Изучение причин покраснения латуни привело к следующим
выводам.
Покраснение чаще всего наблюдается при травлении латун¬
ных полуфабрикатов (после отжига) в растворах, в которых на¬
копилось в результате их длительной работы большое количество
металла в виде сернокислых солей, главным образом медного
купороса СиБО^бНгО. Когда количество последнего достигает
^ 170 г на 1 л раствора, последний перестает работать, несмотря
на значительные добавки свежей H2SO4. В таких случаях при
некоторых дополнительных благоприятных условиях из насыщен¬
ного медным купоросом раствора медь относительно легко выде¬
ляется, как при электролизе.
Как правило, медь быстро выделяется на поверхности латун¬
ных листов, погруженных в раствор медного купороса даже сред¬
ней концентрации, как только они входят в соприкосновение с
железными предметами внутри ванны. При наличии большой раз¬
ницы электродных потенциалов образуются гальванические пары.
Электродные потенциалы: Fe = —0,43; Zn = —0,76; Си =
= 4-0,34.
Железо с электроотрицательным потенциалом уходит в рас¬
твор, а медь выделяется из раствора. Процесс немного напоми¬
нает осаждение меди с помощью железа из раствора медного ку¬
пороса (процесс цементации меди).
При отжиге пакетов латунных листов в обычных печах на
поверхности верхних листов пакетов, подверженных действию
более высокой температуры, нередко наблюдается образование
светло-серой, а иногда почти совершенно белой тонкой хрупкой
корочки, состоящей в основном из окиси цинка. Иногда под этой
корочкой можно заметить более или менее ясные признаки по¬
краснения.
Образование корочки ZnO и покраснения на отожженных ли¬
стах объясняется испарением цинка при нагревании (при тем~
пературе отжига 650° С, а у верхних листов она может доходить
до 700° С и выше). Пары цинка, появляясь на поверхности ли¬
ста, восстанавливают медь из образовавшейся ранее СиО в виде
красноватого налета, избыток их образует на поверхности короч¬
ку ZnO.
Когда процесс испарения цинка затягивается, поверхностный
слой латунного листа обедняется цинком (как бы «обесцинковы-
95
вается») и обогащается медью, что также может приводить к ча¬
стичному покраснению.
По-видимому, наличие на поверхности отожженного листа
ZnO и незначительного местного разрыхления поверхностного
слоя при травлении способствует оседанию меди из раствора
CuS04-5H20 с образованием красных пятен.
Если на чистую латунную пластинку насыпать частички Си20
или СиО и добавить несколько капель горячего раствора H2S04,
под частичками окислов и вокруг них сейчас же образуются крас¬
ные пятна. По этой причине латунные листы с повышенным со¬
держанием Си (J168, J1T90) нельзя травить в горячем состоянии
или обрызгивать горячим отравным раствором.
При прокатке тонкой ленты, содержащей Си;> 66—70%,
кромки ленты обычно вытягиваются больше, чем средина. При¬
меняемая при прокатке смазка при наматывании ленты на ба¬
рабан отжимается к кромкам и остается здесь между витками
рулона. При отжиге часть этой смазки сгорает, другая часть кок¬
суется из-за недостатка кислорода. При травлении такой ленты
на лентоотравных машинах наблюдаются на кромках темные по¬
лосы— остатки скоксовавшейся смазки и участки с признаками
покраснения, которые не удаляются при травлении. Следы по¬
краснения можно объяснить тем, что при отжиге латунь на кром¬
ках частично подвергалась окислению с образованием СиО или
Си20, затем, когда образовался «кокс», соприкосновение окислов
меди с углеродом может привести к восстановлению меди.
Для удаления с латуни красных пятен применяют обработку
их раствором бихромата (КгСг207 или Na2Cr207).
По американским данным, рекомендуется применять для этих
целей надсерную кислоту H2S2Os или смесь надсерной и хромо¬
вой кислот Сг03-Н20 + H2S2Og.
Существующие в течение нескольких десятилетий лентоотрав¬
ные машины, пропускающие латунные ленты Л62, J168 и другие
со скоростью 15—20 м/мин, перестают удовлетворять технологов.
В США травление латунных лент производится в настоящее вре¬
мя со скоростями 180 м/мин. В ваннах этих лентоотравных ма¬
шин травильный раствор H2S04 с добавкой хромпика КгСг207
(смесь растворов серной и хромовой кислот) в форме струй дей¬
ствует на поверхности обрабатываемых лент с последующей их
промывкой и сушкой.
В СССР была разработана и внедрена конструкция агрегата
для электролитического травления, работающего со скоростью
движения ленты 120 м/мин. Струйное травление латунных лент
Л62 и Л68 дает возможность повысить скорость травления в
8—10 раз, т. е. довести ее до 180 м/мин. Опыты показывают, что
наиболее эффективным можно считать комбинированный струй-
но-электролитический метод травления.
В зарубежной литературе имеется описание попыток включе¬
ния в единый поток непрерывного отжига латунных заготовок
96
для лент в проходных печах с роликовым подом и лентоотравной
машины с приспособлением для сварки концов лент с целью уве¬
личения длины обрабатываемых дальше рулонов.
Потери металла
при обработке давлеииеи
Потери металла наблюдаются на следующих стадиях.
Если слиток подается в обработанном виде (с отрезанным
литниковым концом или дополнительно прошаброванный, обстро¬
ганный или обточенный), то первая безвозвратная потеря в виде
окалины возникает при его нагревании.
Если после горячей обработки металл подвергается холодной
обработке давлением с последующими после каждой операции
промежуточными отжигами в печах без защитной атмосферы, то
после каждого отжига его подвергают травлению.
Грубый учет безвозвратных потерь при таком травлении ве¬
дется на основании данных периодических перевесок металла в
цехах в каких-то средних цифрах.
Произведенная в 1936 г. на Кольчугинском заводе инж. Ха-
венсоном опытная разработка слитка Л62 весом 307,6 кг путем
взвешивания его на всех стадиях передела в ленту толщиной
0,15 мм показала, что общие безвозвратные потери слитка со¬
ставили 7,5 кг\ к общему весу исходного слитка это составило:
- 100 - 2.45%.
Если к этому присоединить 2,5% безвозвратных потерь при
плавке латунных сплавов, то общая сумма безвозвратных потерь
будет 5,0%. Дефицитность цветных металлов и высокая стои¬
мость их дают основание ставить вопрос о необходимости прове¬
дения мероприятий по снижению безвозвратных потерь.
Наиболее рациональными мероприятиями, снижающими по¬
тери, могут быть следующие:
1) нагрев слитков сильно окисляющихся латунных сплавов
вести в защитной атмосфере или в вакууме;
2) отжиг «светлый» проводить в защитной атмосфере;
3) для сплавов со структурой, не требующей длительного
нагрева для гомогенизации, применять ускоренный нагрев слит¬
ков в индукционных печах;
4) для сплавов ответственных и склонных к поглощению га¬
зов при нагревании применять индукционный нагрев в вакууме.
Не исключена возможность разработки рентабельного метода
производства металлокерамическим путем заготовок для обра¬
ботки давлением, позволяющего избегнуть обычных дефектов ли¬
того слитка, газовой и усадочной пористости, раковистости.
С. И. Губкин и А. Я. Михайленко в 1946 г. на основании про¬
веденной ими работы по светлому отжигу латунных полуфабри¬
7 Д. И. Сучков
97
катов сообщили следующее: 1) при отжиге в атмосфере древес¬
ноугольного генераторного газа, предварительно очищенного о г
С02 и паров Н20, поверхность полуфабрикатов получается до¬
статочно чистой с едва заметной пленкой из ZnO; 2) вводимые
в защитную атмосферу пары метанола способствуют восстанов¬
лению окиси цинка и связывают проникающий в печь кислород
воздуха; 3) перед светлым отжигом ленту необходимо обезжи¬
рить бензином или трихлорэтиленом для удаления с поверхности
ленты остатков смазки, применяемой при прокатке ленты.
Безвозвратные потери металла
при травлении и извлечение его
из травильных растворов
и промывных вод
По отчетным данным Кольчугинского завода до Отечествен¬
ной войны безвозвратные потери цветных металлов, содержащих¬
ся в сливаемых в реку отработанных растворах травильных ванн
и промывных водах, составляли 1,3% от веса переработанного
металла. Стоимость этого металла в современном исчислении
около полумиллиона рублей. Такие же способы освобождения от
отработанных растворов и промывных вод существуют, к сожа¬
лению, и в настоящее время. Это заслуживает внимания и с точ¬
ки зрения экономии цветных металлов и с точки зрения недопу¬
стимости загрязнения водоемов от спускания в них таких вред¬
ных солей, как соли меди, цинка и других металлов. Рассмотрим
возможности извлечения металлов из этих растворов и промыв¬
ных вод и прежде всего извлечение меди из отработанных рас¬
творов. В результате накопления медного купороса в травильной
ванне (до 170 г/л раствора) она перестает работать, несмотря
на усиленную добавку серной кислоты. Из такого раствора, если
в нем травилась только медная катанка, извлечение меди воз¬
можно двумя путями. Во-первых, методом электролиза, когда из
концентрированного раствора медного купороса (отработанного
раствора) извлекают в виде катодов чистую медь, а осветленный
крепкий раствор серной кислоты снова пускают в производство.
Во-вторых, при небольшом масштабе производства отработан¬
ный раствор можно перелить в запасную ванну и загрузить в нее
обрезки, стружку железа. На обрезках железа будет оседать «це¬
ментная» медь.
По мере накопления в этой ванне меди, содержимое может
быть отправлено для переработки на медеплавильные заводы.
В отравных ваннах, в которых травят медь, латуни, бронзы,
отработанный раствор содержит смесь сернокислых солей Си, Zn,
Fe и др. Так как металлический цинк вытесняет из раствора ме¬
таллическую медь, a ZnO вытесняет из раствора медного купоро¬
са гидрат окиси меди по реакции
CuS04 ZnO -J- Н2О = ZnS04 -\- Си (ОН)г,
98
то здесь эти взаимоотношения солей Си и Zn могут быть исполь¬
зованы при разработке способа выделения из отработанного рас¬
твора меди как вдвое более ценного по сравнению с цинком ме¬
талла.
В 1944 г. автором на Балхашском заводе ОЦМ был проделан
такой опыт: в пробу, взятую из отработанного раствора ванны
смешанного травления, было насыпано значительное количество
соров от печи, где производится плавка латунных сплавов, содер¬
жащих очень много мелкой окиси цинка и частично мельчайших
корольков металла. Через 12—15 ч после этого густо-синий рас¬
твор обесцветился, а на дне сосуда на шлаковых твердых частич¬
ках осела медь. Этот опыт заслуживает обстоятельной проверки
и использования.
В тех случаях, когда литейные сора на заводе собираются
и хранятся строго раздельно по сплавам, затем подвергаются
просеиванию и промывке с целью отбора всех металлических ча¬
стей (корольков) для возврата их в производство, один из про¬
дуктов этого разделения — фракция, богатая окисью цинка. Эта
фракция после растворения в 15%-ной H2S04 и после упарива¬
ния может дать техническую соль ZnS04*7H20 (опыты Ф. Н. Але¬
шина на Кольчугинском заводе).
Однако регенерация отработанных растворов может вернуть
в производство лишь незначительную часть всех безвозвратных
потерь: основная часть этих потерь находится в промывных во¬
дах. Извлечение содержащихся в них металлов по методу упари¬
вания ввиду больших масс воды при малой концентрации солей
нерационально. Здесь можно идти лишь по линии осаждения этих
металлов в отстойниках каскадного типа с медленным течением
уходящей воды. Например, пропускание промывных вод через
фильтр из железных стружек и опилок для осаждения меди,
осаждение гидратов и углекислых солей с помощью введения в
отстойники промывных вод извести, мела и других добавок, слу¬
жащих одновременно нейтрализаторами кислых растворов перед
выпуском их в водоемы.
Термическая обработка
латунных сплавов
Об особенностях нагрева слитков перед горячей обработкой
давлением, о влиянии перегрева и пережога на горячую обра¬
ботку а- и а-}- р-латуней было сказано в разделе обработки дав¬
лением.
Отжиг латуни со структурой а — отжиг 1-го рода, который
проходит без фазовых превращений. Температура начала рекри¬
сталлизации а-латуни примерно 370° С. В производственных усло¬
виях промежуточный отжиг а-латуни проводится в зависимости
от толщины отжигаемых полуфабрикатов в интервале темпера¬
тур 700—600° С. Однофазные латуни, такие как J168, после от-
7*
99
жига при 700—600° С можно охлаждать и медленно и быстро
без заметной разницы в структуре и свойствах отожженного ме¬
талла. Продолжительность выдержки при указанной температуре
зависит от условий нагрева металла, от толщины пакета, отжи¬
гаемого в печи.
Режим отжига готовой продукции зависит от показателей фи¬
зических свойств, которые требуются от рассматриваемых изде¬
лий. Так, например, если полосы или ленты Л68 предназнача¬
ются в дальнейшем для глубокой штамповки с вытяжкой при
изготовлении тонкостенных изделий, когда наиболее выгодна
мелкозернистая структура (с размерами кристаллов 0,025 мм и
тоньше), то температура отжига в зависимости от толщины по¬
лос или лент может быть от 450 до 550° С. Величина зерна ли¬
стового материала, предназначенного для глубокой штамповки
с вытяжкой, на предел усталости оказывает большое влияние.
Найдено, что предел усталости при 100 миллионах циклов
при уменьшении величины зерна с 0,024 до 0,004 мм увеличи¬
вается вдвое.
После отжига троллейной проволоки из красной меди при
разных температурах от 400 до 1000° С при испытании на раз¬
рыв получались во всех случаях, включая отжиг при 900 и при
1000° С, значения ав не меньше 24 кГ/мм2. Относительное удлине¬
ние после отжига имело следующие значения:
°с %
До 600 48 и даже 52
При 900 До 30
» 1000 До 27,5
Таким образом, следует избегать перегрева металла, приво¬
дящего к снижению относительного удлинения (пластичности)
не только при выходном, но и при промежуточном отжиге.
Кроме того, необходимо помнить, что малые степени дефор¬
мации перед отжигом, близкие к критической (для латуни при¬
мерно 2,5%), могут дать зерно повышенной крупности.
Что касается отжига 2-го рода латуней со структурой а + р,
при котором происходят фазовые превращения а->-р и р->-а,
то здесь картина более сложная.
Поскольку прочностные и пластические свойства здесь зави¬
сят от соотношения количеств и формы кристаллов а- и p-фаз в
структуре латуни (а это соотношение меняется с температурой
и зависит от продолжительности выдержки), возможны разные
варианты отжига.
Если отжигаемый металл предназначается для дальнейшей
холодной обработки давлением, то выгоднее охлаждать его
после отжига медленно, чтобы обеспечить максимально полный
переход р->-а. Если требуется повышенная твердость, лучшая
обрабатываемость резанием, то лучше после отжига охлажде¬
ние металла вести быстрее для обеспечения превалирующего в
структуре количества р-кристаллов.
100
Путем закалки при той или иной температуре можно фикси¬
ровать наиболее благоприятную структуру, но не забывать, что
такие сплавы, как JIC59-I, после закалки с высоких температур
при холодной прокатке и волочении дают трещины.
В латунях со структурой а+ Р при охлаждении с высоких
температур форма выделений a-фазы в результате превращения
зависит от условий охлаждения: при сравнительно быст¬
ром охлаждении a-фаза выделяется в игольчатой форме, и чем
быстрее идет охлаждение, тем более мелкозернистой получается
структура. При закалке из области чистой p-фазы наблюдается
лишь начало превращения р->-а: -а-кристаллы в виде мелких
острых зубчиков появляются на границах между зернами
р-фазы.
При большом количестве крупных выделений а-кристаллов
с игольчатой формой структура более благоприятна для холод¬
ной обработки давлением. В условиях медленного охлаждения
выделяющиеся из p-фазы кристаллы а-латуни приобретают фор¬
му компактных зерен с криволинейными очертаниями границ.
Такую же форму a-кристаллы приобретают в латуни со
структурой р, полученной путем закалки с высоких температур
750—800° С, если после закалки их подвергать длительному
нагреванию при температурах 400—300° С.
Еще раз следует напомнить о том, что p-фаза обладает свой¬
ством при затянувшемся нагреве при высокой температуре (при¬
мерно ^800° С) приобретать все более и более крупнозернистое
строение с возрастающим ослаблением межкристаллических
связей, с понижением пластичности и прочности.
Закалка заготовок в процессе обработки и готовых изделий
из однофазных сплавов чистой меди и а-латуни не сопровож¬
дается структурными изменениями и не вызывает заметных из¬
менений в показателях механических свойств.
Толстые горячекатаные заготовки из красной меди толщи¬
ной до 26 мм, предназначаемые для изготовления паровозных
топок (шинельные листы, передние и задние стенки) при отжиге
на выход в мазутных печах с открытым пламенем покрывались
черной коркой из СиО. Для удаления этой корки указанные
детали вытаскивали краном из отжигальной печи при темпера¬
туре примерно 750° С, переносили к большому баку с водой и
быстро погружали в воду. Благодаря резкому охлаждению,
окалина растрескивалась, отделялась от меди и падала на дно
ванны. Заготовка выходила из бака чистой, как после травления
в кислоте. Только в отдельных местах, где окалина оказывалась
вмятой, закатанной в медь, ее удаляли вырубкой пневматически¬
ми зубилами.
С точки зрения теоретической такая закалка была полезна
и с другой стороны: растворимость включений вредных примесей
меди, в том числе и кислорода (в виде СигО), как известно,
зависит от температуры. Закаливая металл с однофазной струк¬
101
турой при высокой температуре, мы получаем в структуре его
бесспорно меньшее количество обособленных включений (часть
их остается в твердом растворе). Это справедливо и для Си20.
По Хансену растворимость кислорода в меди следующая:
°с % °с %
600 0,007 900 0,010
800 0,009 1050 0,015
При комнатной температуре по Гейну растворимость кисло¬
рода в меди менее 0,009%.
Таким образом, есть все основания считать, что закалка
должна благотворно влиять на пластичность меди. Си20 в литом
металле в виде кружевной эвтектики располагается главным
образом по границам зерен, а при нагревании перед горячей
обработкой давлением и при самой обработке коагулирует и
после остывания (рекристаллизации) имеет вид обособленных
шаровидных укрупненных зерен, значительно менее вредных
для прокатываемости, что ослабляет вредное влияние Си20 на
прокатываемость.
В прошлом некоторые заводы при изготовлении гильз из JI68
отжиг колпачков после первой штамповки вели во вращающих¬
ся слегка наклонных печах, из которых раскаленные колпачки
сами падали в ванну с водой. Это также никакого вредного
влияния на штампуемость не оказывало, а, наоборот, в какой-то
мере способствовало ее улучшению.
Нагревательные устройства, применяемые для разных видов
термической обработки полуфабрикатов и изделий из латунных
сплавов в соответствии с требованиями новой техники претерпе¬
вают различные изменения. Повысились требования к однород¬
ности показателей физико-механических и химических свойств в
партиях полуфабрикатов (листов, лент, прутков, проволоки, труб
и трубок штампованных и фасонных литых изделий). Повыси¬
лись требования к чистоте поверхности этих видов продукции,
к масштабам их выпуска, к снижению их стоимости.
В связи с этим в производстве появляются новые технологи¬
ческие процессы термообработки, новые виды печей, которые
работают с защитной атмосферой.
В качестве защитной атмосферы для латуни и бронзы при
нагревах в интервале температур 430—760° С в зарубежной
практике применяют экзотермический бедный неочищенный газ
(11,5% С02; 0,7% СО; 0,7% Н2; 87,1% N2) и экзотермический
гюлубедный очищенный газ (3,0% СО; 3,0% Н2; 94,0% N2).
В результате особенных свойств латунных сплавов они при
нагревании в защитных атмосферах не дают «светлой» блестя¬
щей поверхности, а приобретают при этом только «чистую» по¬
верхность. Благодаря низкой температуре кипения (905,4° С) при
нагревании цинк частично испаряется, поверхность отжигаемых
102
полуфабрикатов становится шероховатой, а при просачивании в
печь воздуха даже имеет тонкий налет ZnO.
Если перед отжигом холоднодеформированных латунных по¬
луфабрикатов их не подвергнуть специальному обезжириванию
(применяя для этого неприятную обработку бензином, трихлор-
этиленом или щелочью), то поверхность отожженных полуфаб¬
рикатов станет не только матовой, но и потемневшей в резуль¬
тате оседания на ней тончайших пятен скоксовавшегося угле¬
рода.
Это обстоятельство сильно тормозит применение защитных
атмосфер при отжиге латуни. Если потребитель требует латун¬
ные листы, ленты, прутки, трубы, штампованные изделия с глад¬
кой блестящей поверхностью, их подвергают обработке на спе¬
циальных чистильных полировальных машинах с применением
для этих целей венской извести или полировальных паст.
Максимальная однородность показателей физико-механиче-
ских свойств ленты проволоки достигается при отжиге их в не¬
прерывнодействующих протяжных печах. Протяжные нагрева¬
тельные вертикального типа печи для отжига лент, работающие
без газонаполнения, соединяются с лентоотравным и моечным
устройством.
(О протяжных печах для отжига тонкой латунной проволоки
для ткания металлических сеток см. стр. 172).
Стремление к интенсификации процесса отжига латунных по¬
луфабрикатов приводит к опытам по изучению вопроса о приме¬
нении для этих целей индукционного метода нагрева.
В работе, проведенной С. И. Берман, В. В. Крапухиным и
С. С. Зуевым в Минцветметзолото, испытывался индукционный
отжиг проволоки диаметром 1—3 мм из JI62, медной, никелевой,
манганиновой и др.
Испытания велись на лабораторной установке с частотой
200000 гц и на заводской установке с частотой 500 000 гц. В от¬
жиг пускалась проволока, протянутая с суммарным обжатием
около 86%.
Опыты показали, что во всех случаях при продолжительно¬
сти пребывания проволоки в индукторе в пределах от 6 до 24 сек,
она оказывалась вполне отожженной, удовлетворяющей требо¬
ваниям ТУ на ее поставку.
Новый метод нагрева обеспечивает равномерные механиче¬
ские свойства, минимальное окисление поверхности проволоки,
обеспечивает регулирование однородной структуры, управление
величиной зерна.
Те же выводы авторы относят к пруткам и трубам.
В работе В. Г. Ермолаева указывается на возможность при¬
менения сквозного индукционного нагрева труб для отжига в
линии станов холодной прокатки (ХПТ) и при теплой прокатке.
103
ОЛОВЯНИСТЫЕ БРОНЗЫ
Знакомство человека с бронзой началось
во времена глубокой древности. По Ан¬
дерсону бронза была известна в Египте
уже за 4000 лет до н. э., по Авдиеву она
была там во всеобщем употреблении в
эпоху третьей династии (2780—2720 лет
до н. э.).
Химический анализ древнейших брон¬
зовых предметов, найденных при архео¬
логических раскопках под развалинами
дворцов и языческих храмов крупнейших
городов древности в Ниневии, в Египте,
на о. Кипр, показал, что содержание оло¬
ва в них было весьма .незначительным:
от «следов» до 1,5% при одновременном
наличии примесей других металлов в бо¬
лее или менее значительных количествах,
например: 0,6—2,3% As; 0,076—3,3% РЬ;
0,4—4,0% Fe; до 3,0% Sb; 0—0,3% Au;
от «следов» до 0,305% S.
Такой металл нельзя безоговорочно
считать бронзой, более правильным будет
называть его «черновой медью», получае¬
мой при извлечении металла из сложных
полиметаллических руд. Бронзовые пред¬
меты более позднего происхождения уже
содержат олова от 4—5 до 15—16%, а в
зеркалах даже до 32% Sn.
В приведенных ниже таблицах указан состав древних бронз
(табл. 21, 22).
В те далекие времена из бронзы изготовляли различные ви¬
ды оружия, инструментов, хозяйственных предметов, украше¬
ния, земледельческие орудия, статуи и изображения, связанные
с религиозными культами.
Литая бронза была значительно тверже и прочнее всех из¬
вестных тогда металлов (Au, Ag, Си, Pb, Sn); кроме того, путем
искусной ковки и термической обработки твердость, прочность и
вязкость бронзы можно было еще значительно повысить.
Отливка сложных по форме металлических предметов, как
например статуй, начиналась тогда с изготовления модели. Эта
104
Исторические
данные об
оловянистых
бронзах
Таблица 21
Примерный состав древних бронз, %
Название предмета
Си
Sn
Fe
Аи
РЬ
As
S
Бронза из развалин двор¬
ца Ниневии
88,0
0,1
4,1
3,3
0,6
3,0
Наконечник копья с остро¬
ва Кипр . . . . в
97,2
Следы
1,3
0,3
0,1
1,3
_
Древнеегипетский нож . .
97,1
0,24
0,4
Следы
—
2,3
—
Кинжал
97,2
Следы
1,3
0,3
0,1
1,3
Следы
»
98,4
0,2
0,7
0,3
Следы
0,3
»
99,5
0,1
0,4
—
—
»
—
»
98,4
1,6
Топор
97,0
1,7
Таблица 22
Египетские и греческие бронзы
Название
предметов
Период изготов¬
ления
Примерный состав, %
Примечание
Си
Sn
Браслет
XII династия
69,39
16,31
Крючок
XII »
69,23
9,82
—
Кольцо
XIV »
77,51
9,65
—
»
XIX »
16,23
75,66
1% РЬ
Ваза
XVIII—
76,79
15,18
—
XX »
Подвеска
XX »
81,93
12,17
—
Цоколь статуи
XXII »
77,86
5,00
—
Ваза
VI »
86,23
5,68
—
Зеркало
XVII »
91,00
9,00
—
Кинжал с
Древнегре¬
88,70
8,50
1,5% РЬ; 0,5%
о. Кипра
ческий
Fe; 0,3% Ni
Меч из Микен
То же
86,40
13,0
0,11% Pb;
0,15% Ni
Древнеаттичес¬
» »
88,46
10,04
1,5% Pb
кая монета
модель состояла из нескольких отдельных гипсовых кусков, каж¬
дый из них представлял как бы вдавленный оттиск той или иной
части поверхности намечаемого к отливке предмета. Такие гип¬
совые части собирались в одну модель, которая или заливалась
воском или при отливке пустотелых предметов покрывалась сло¬
ем воска толщиной, равной толщине стенок будущего литого
изделия.
Изнутри полую восковую модель заливали глиной. После за¬
твердевания и высыхания этот внутренний глиняный слой играл
роль стержня или «шишки». Изготовленную таким образом вос-
105
ковую модель вынимали из формы, покрывали слоем глины, вы¬
сушивали. После высушивания прокаливали, при этом воск вы¬
текал, образовавшуюся внутри формы полость заполняли рас¬
плавленным металлом. После затвердевания и остывания
глиняная форма разбивалась, «внутреннее заполнение («шишка»)
часто оставалось у древних египетских литейщиков неудаленным.
Особо сложные и крупные отливки, как например статуя Аппо-
лона («Колосс Родосский») высотой 35 м, отливали по частям,
а потом соединяли их в одно целое.
Описанный метод за последние годы в усовершенствованном
виде вновь применяется в технике под названием метода литья
по выплавляемым моделям, или прецизионного метода.
В древнем Египте при ломке камня для постройки языческих
храмов и пирамид широко применяли бронзовые сверла, зубила,
клинья; очень редко находили такие инструменты из железа, но
оно было, вероятно, метеоритного происхождения.
В клинописях, оставленных ассирийским царем Тиглат-Па-
лассаром (1115—1077 лет до н. э.), говорится о юм, что он по¬
корил 42 страны и ...«тропы проложил при помощи топоров из
бронзы»... Очевидно, бронзовые топоры и кирки были в то время
главным инструментом, с помощью которого прокладывались до¬
роги в непроходимых горах.
Искусно 'применяя выбор подходящего состава бронзы при
отливке слитков для изготовления режущего и колющего ору¬
жия, терпеливо и осторожно обрабатывая литые заготовки путем
горячей и холодной ковчи, заканчивая термической обработкой,
древние мастера изготовляли хорошие мечи, но и у них, очевид¬
но, бывали случаи получения некачественной продукции. В «Ил-
лиаде» Гомера рассказывается о том, что бронзовый меч царя
Менелая в бою при ударе разбился на куски. Такие случаи, ви¬
димо, не были редкостью и указывали на то, что все операции
изготовления меча велись правильно, но при окончательной не¬
правильно проведенной термической обработке откованного меча
последний получал невыгодную структуру с резко сниженной
ударной вязкостью и склонностью к хрупкости.
В первые века новой эры бронза нашла широкое применение
в качестве материала для отливки колоколов, а с XVI века —
для отливки пушек.
С развитием машиностроения бронза стала одним из важных
металлических материалов при изготовлении литых, а затем и
деформируемых деталей различных машин, станков, при¬
боров.
В наше время оловянистые бронзы, несмотря на существова¬
ние многих серьезных «конкурентов» (безоловянистые бронзы,
специальные латуни и даже сплавы на цинковой основе) продол¬
жают играть серьезную роль. Предъявляемые к ним требования
в зависимости от назначения и условий эксплуатации чрезвычай¬
но разнообразны; в соответствии с требованиями выбирается со-
106
ста© бронзы и способы ее получения и изготовления готовых
бронзовых изделий.
По способу изготовления все бронзы можно разделить на
2 группы:
1. Литейные, применяемые только для изготовления литых
фасонных изделий, не проходящих обработки давлением.
2. Деформируемые бронзы, выдерживающие обработку дав¬
лением горячим или холодным способом, или и тем и другим.
Путем более или менее сложной обработки из этих бронз изго¬
товляют различные полуфабрикаты: полосы, листы, ленты, прут¬
ки, трубы, профили, проволоку, кованые и штампованные из¬
делия.
По назначению литейные бронзы можно разделить на следую¬
щие группы:
1) пушечную;
2) колокольную;
3) художественную (статуйную);
4) зеркальную;
5) монетную и медальную;
6) машинную:
а) арматурную,
б) подшипниковую (антифрикционную).
Литейные деформируемые бронзы могут быть простыми, со¬
стоящими только из меди и олова, и сложными, многокомпонент¬
ными, iB состав которых, кроме меди и олова, ©ходят и другие
компоненты (Pb, Р, Zn, Ni).
Одно из самых ценных свойств оловянистых бронз — их чрез¬
вычайно ©ысокая стойкость 'против коррозии. Убедительным до¬
казательством этого служит то, что ©о многих исторических му¬
зеях мира хранятся извлеченные из земли 'путем раскопок брон¬
зовые 'предметы, отлитые 5 тысячелетий тому назад.
Химическая стойкость бронзы в некоторых случаях превосхо¬
дит даже стойкость серебра.
Недавно из-под воды озера Нэми (20 миль от Рима) извле¬
чены остатки увеселительных галер римского императора Кали¬
гулы. Металлические крепления их из серебра вследствие кор¬
розии практически исчезли, а бронзовые крепления не постра¬
дали.
Диаграмма состояния
сплавов системы Си — Sn и некоторые
особеноости кристаллизации их
Диаграмма состояния сплавов системы Си — Sn имеет до¬
вольно сложное построение (рис. 28). В равновесной системе
имеются области следующих фаз.
1. Фаза а — однородный твердый раствор олова © меди, за¬
нимающий область между левой вертикальной линией, соответ¬
107
ствующей чистой меди, и равновесной кривой изменения раство¬
римости олова с температурой, установленной С. Т. Конобеев-
ским.
2. Вторая фаза р образуется по перитектической реакции при
температуре 798° С. Фаза р построена на базе химического сое¬
динения CusSn. Боковые границы области p-фазы идут обе на¬
клонно «вниз, сближаясь друг с другом, и при 590° С пересека¬
ются. Это значит, что в сплавах, вертикали фигуративных точек
которых пересекают левую границу области p-фазы, по мере по¬
нижения температуры в интервале от 798 до 590° С, кристаллы
p-фазы обогащаются оловом, а в сплавах, вертикали фигуратив¬
ных точек которых пересекают правую границу, кристаллы
p-фазы обогащаются медью. В точке пересечения границы обла¬
сти кристаллы {3-фазы становятся взаимнонасыщенными ме¬
дью и оловом, приобретают эвтектоидный состав. При 590° С
они подвергаются эвтектоидному распаду, в результате которого
образуется смесь кристаллов двух соседних с фазой р фаз
а и у.
3. Третья фаза у образуется при кристаллизации из расплав¬
ленного состояния: в сплавах с содержанием ~28% —30,6% Sn
по шеритектической реакции при 755° С, а © сплавах, содержа¬
108
Рис . 28. Диаграмма состояния сплавов системы Си—Sn
щих 30,6%—58,6% Sn — непосредственно при кристаллизации
из расплава. Фаза у — это твердый раствор на основе химическо¬
го соединения электронного типа Cu3iSne (6). Граница области у
имеет сложную конфигурацию над этой областью, кривые ликви¬
дуса и солидуса почти касаются друг друга, что указывает на
склонность сплавов этой группы к образованию химических сое¬
динений. Эта склонность проявляется в них в твердом состоянии
путем превращения твердого раствора у в интерметаллическое
соединение электронного типа Cu3Sn (е) в сплавах, содержащих
~38% Sn при температуре ~670° С.
Область ^-твердого раствора, суживаясь книзу, при темпера¬
туре 520°С, «выклинивается» в точке с концентрацией 27% Sn.
При температуре 520° С фаза у подвергается эвтектоидному рас-
паду, образуя смесь кристаллов двух соседних фаз а и 6 (хими¬
ческое соединение Cu3iSn8C 32,6% Sn, образующееся по перитек-
тоидной реакции при 600° С по реакции у + £-^6). Фаза £ так¬
же образуется по перитектоидной реакции у + e(Cu3Sn) —при
640° С. При 580° С фаза £ испытывает эвтектоидный распад
£-►6 + е (или Cu3iSn8 + Cu3Sn).
Фаза 6(Cu3iSns) при температуре 350° С подвергается также
эвтектоидному распаду в смесь п + e(Cu3Sn). Кроме перечислен¬
ных, в системе имеются еще следующие фазы.
Фаза т), образующаяся путем перитектической реакции при
415°С в сплавах, содержащих ~60% Sn. При температурах
186—189° С фаза т] испытывает аллотропическое превращение
Фаза со представляет твердый раствор меди в олове. Раство¬
римость меди в олове при 227°С ~0,25%, 'при 186°С ~0,2%,
при 0°С -0,05%.
Так как современная техника по экономическим, технологи¬
ческим и конструкционным соображениям применяет бронзовые
сплавы с относительно малым содержанием олова (обычно не
выше 10—12% и очень редко выше 20%), то в «приводимой ниже
характеристике отдельных равновесных фаз можно ограничить¬
ся только теми из них, которые встречаются в сплавах с содер¬
жанием Sn от 0 до 40%.
Фаза а представляет собой твердый раствор олова в меди; он
имеет кубическую гранецентрированную решетку с параметрами
° °
(в зависимости от состава сплава) от а = 3,608 А до а — 3,695 А.
Кристаллы a-фазы, находящиеся в равновесном состоянии (по¬
сле длительного гомогенизирующего отжига), самые пластичные
по сравнению с кристаллами других фаз. Они хорошо выдержи¬
вают холодную обработку давлением при содержании в них оло¬
ва до 12%. В то же время структура литой оловянистой бронзы,
не подвергнутой гомогенизирующему отжигу, без дефектов вы¬
держивает холодную обработку давлением только тогда, когда
содержание в ней олова не превышает 8%. Негомогенизирован-
109
ные бронзы 'плохо поддаются обработке давлением в горячем
состоянии, причем только в условиях прессования.
Горячую прокатку выдерживают бронзы, содержащие не вы¬
ше 4% Sn.
Впрочем, как будет указано дальше, горячая и холодная об¬
рабатываемость давлением литых бронз значительно зависит от
содержания в них специальных добавок других элементов или
неизбежных (и нежелательных) примесей, от условий кристал¬
лизации бронзы из расплавленного состояния (от структуры)*
Фаза р более богата оловом, чем a-фаза: максимальная кон¬
центрация Sn в фазе а не превышает 16%, а концентрация Sn в
фазе р от 22 до 25%.
Фаза р имеет кубическую объемноцентрированную решетку с
неупорядоченным распределением атомов. Чисто меднооловян¬
ные сплавы, содержащие до 20% Sn и выше, но не содержащие
легкоплавких эвтектик, образуемых -примесями, обнаруживают
ковкость и прокатываемость в горячем состоянии. После гомоге¬
низирующего отжига они обнаруживают небольшую ковкость
даже в холодном состоянии. По данным автора бронза с 20% Sn,
закаленная в холодной воде после 48-часового отжига при 750° С,
когда структура ее примерно на 75% состояла из кристаллов
p-фазы, при холодной осадке (обжатии) под вертикальным прес¬
сом выдержала деформацию 26—33% и только после этого про¬
изошло разрушение образца (скалывание по плоскости, распо¬
ложенной под углом 45° к вертикальной оси).
Есть и другое обстоятельство, говорящее в пользу того, что
бронзы со структурой а + р при определенных условиях могут
проявлять ковкость не только в горячем, но и в холодном состо¬
янии.
Анализы состава древних бронз Египта показывают, что клин¬
ки мечей в бронзовом веке содержали олова от 9 до 15%, про¬
волока — от 7 до 12%, а тонкие листы — от 7 до 12—*15%.
Скиндер приводит анализы листов из бронзы, показывающие
содержание олова от 13 до 22% Sn.
Народы древнего мира не имели прокатных станов и потому
листовой материал они могЯи получать из слитков только путем:
проковки последних.
Бронзам, содержащим 15—16% Sn, даже многочасовым гомо¬
генизирующим отжигом было почти невозможно сообщить одно¬
фазную структуру а. А бронзы, содержащие >16% Sn, сделать
однофазными абсолютно невозможно. В интервале температур
798—590° С они имеют а+ р-структуру. При температурах ни¬
же 590° С структура их также двухфазная. Но вторая фаза в ин¬
тервале 590—0° С — или -у, или 6, или е — все эти фазы очень
твердые и хрупкие в несравненно 'большей мере, чем р-фаза.
Сделать эти бронзы более ковкими в холодном состоянии,,
зафиксировав в них структуру а + р, можно только путем закал¬
ки с температур 700—750° С.
110
Некоторые историки, в том числе Скиндер, считали, что при¬
менение закалки для повышения ковкости в холодном состоянии
было известно древним кузнецам бронзы и что они пользовались
закалкой при изготовлении наиболее ответственного режущего и
колющего оружия, такого как клинки мечей, топоры, кинжалы,
наконечники стрел, копий.
Кнаб утверждает, что в древности способность бронзы зака¬
ливаться и отпускаться была открыта индусами. Можно считать
бесспорным, что древние мастера получали бронзовую проволоку
и жесть с помощью ковки и волочения »в холодном состоянии.
Все фазы у, 6, е (особенно б и е), построенные на базе хими¬
ческих соединений, а с ними и промежуточная фаза £ с ее чрез¬
вычайно сжатой областью существования, очень твердые и хруп¬
кие. Появление кристаллов этих фаз в структуре технических
бронз совместно с кристаллами a-фазы ib виде мелкокристалли¬
ческой смеси, являющейся продуктом соответствующих фазовых
превращений, значительно снижает пластичность и вязкость
сплавов, делает их хрупкими.
Благодаря малой скорости диффузии олова в медь при бы¬
стром переходе бронзовых сплавов из жидкого состояния в твер¬
дое атомы олова не успевают занять все узлы в атомной решетке
развивающихся центров и кристаллов в соответствии с равно¬
весной диаграммой состояния. В результате этого образующиеся
кристаллы твердого раствора а содержат олова значительно
меньше того, чем полагается по равновесной диаграмме.
Кривая изменений пределов растворимости олова в меди для
случаев быстро протекающего процесса кристаллизации прохо¬
дит на диаграмме в виде вертикальной линии в температурном
интервале от 0 до 798° С, исходящей из точки на оси концентра*
ций, соответствующей примерно 8% Sn.
Такое расположение кривой указывает на то, что предел рас¬
творимости олова в меди в твердом состоянии в этих условиях
остается постоянным (~8%).
На той же диаграмме состояния штрих-пунктиром проведена
другая линия пределов растворимости олова в меди в твердом
состоянии, установленная на основании испытаний сплавов, ох¬
лажденных из расплавленного состояния, замедленно и допол¬
нительно отожженных при температурах 500—700° С.
Эта линия исходит из точки на оси концентраций, соответст¬
вующей ~14% Sn, поднимается вертикально вверх до пересече¬
ния ~ при 700° С с кривой изменения пределов растворимости
равновесной диаграммы.
Кроме того, на той же диаграмме пунктиром нанесена старая
кривая растворимости (по Хансену).
В результате резкого снижения предела растворимости олова
в меди при больших скоростях кристаллизации «недорастворив-
шееся» по сравнению с равновесной диаграммой олово образует
более богатую им фазу р. Это приводит к тому, что участки диа-
111
граммы, расположенные между кривой пределов растворимости
при быстрой кристаллизации и равновесной кривой растворимо¬
сти, становятся двухфазными. В этой области диаграммы состоя¬
ния все фазовые превращения в твердом состоянии происходят
в том же 'порядке и при тех же температурах (°С), как и при
равновесных условиях:
Возникающие на этом участке в условиях быстрого охлажде¬
ния раньше срока, положенного по равновесной диаграмме, фа¬
зы р, y> 6, е, носят название «преждевременно выделившихся
фаз».
Слитки бронз, содержащих олова в количествах^ 8% при
быстрой кристаллизации из расплавленного состояния в произ¬
водственных условиях приобретают структуру с «преждевремен¬
но выделившимися фазами» (рис. 29, а, б), например при отлив¬
ке в толстостенные и водоохлажденные стационарные изложни¬
цы; при отливке в кокили под давлением (нгпритцгусс); при
центробежном и полунепрерывном литье.
Кроме того, большое отступление от равновесной структуры
литых бронз обусловливается еще явлениями ликвации, сущ¬
ность которых сводится к следующему. Известно четыре вида
ликвации: 1) по удельному весу; 2) внутрикристаллическая
(рис. 29, в и 29, г); 3) зональная — обыкновенная или прямая
ликвация слитка и 4) зональная — обратная ликвация слитка.
В структуре оловянистых бронз наблюдаются последствия трех
последних видов. Механизм трех первых видов ликвации объяс¬
няется более или менее просто, механизм последнего вида (об¬
ратной ликвации) более сложен и для его объяснения было вы¬
двинуто несколько гипотез, вызвавших затяжную дискуссию.
Сущность обыкновенной, или прямой, ликвации в слитке за¬
ключается в следующем: процесс кристаллизации из расплав¬
ленного состояния твердых растворов идет избирательно и оста¬
ющаяся к концу его жидкая часть расплава оказывается более
или менее обогащенной легкоплавкими компонентами. Это отра¬
жается на составе «межкристаллического цемента» и на составе
сплава в тех частях объема слитка, которые затвердевают в по¬
следнюю очередь. Химический анализ обнаруживает здесь повы¬
шенное содержание элементов, обусловливающих образование
легкоплавких структурных составляющих.
При обратной ликвации наблюдается такое явление: хими¬
ческий анализ состава сплава в пробах, взятых на периферии и в
центральных частях объема слитка, показывает, что обогащение
легкоплавкими составляющими имеет место в наружных слоях
слитка.
112
Кроме того, на поверхности слитков заготовительного литья
или фасонных отливок нередко наблюдаются выступы в виде за¬
стывших более или менее крупных капелек, иногда достигающих
значительных размеров и напоминающих бородавки. Такие вы-
Рис. 29. Микроструктура литой бронзы:
а — 8% Sn, быстро охлажденная с края слитка. Х200; б — 8*/« Sn, медленно
охлажденная. Х200; в — 12V* Sn, быстро охлажденная с резко выраженной
дендритной структурой. Х29; г — 12% Sn, медленно охлажденная с более
равновесным строением. Х355
деления называют «оловянным потом» (рис. 30). Химический
анализ состава таких бородавок показывает, что содержание оло¬
ва в них часто в 2—3 раза превышает среднее содержание его в
сплаве. Явление обратной ликвации наблюдается не только у
оловянистых бронз, но и у некоторых других сплавов.
Изучение условий, содействующих возникновению обратной
ликвации в сплавах, затвердевающих с образованием смешан¬
ных кристаллов, показало, что быстрое охлаждение слитка бла¬
8 Д. И. Сучков 113
гоприятствует лоявлению обратной ликвации и внутрикристал-
лической ликвации. Очень медленное спокойное затвердевание
способствует ликвации по удельному весу (особенно сильно в
баббитах, свинцовой «бронзе и др.) или из-за всплывания наверх
первичных кристаллов с относительно
малым удельным весом, или, наоборот,
из-за погружения их на дно изложни¬
цы или формы, когда удельный вес их
немного выше удельного веса распла¬
ва, внутри которого они образуются.
Своеобразный конус, образуемый
на дне формы из таких падающих кри¬
сталлов, наблюдается в стальных
слитках, слитках дюралюминия, оло-
вянистой бронзы и др.
Вопрос о природе явления обратной
ликвации с начала двадцатых до сере¬
дины тридцатых годов текущего столетия изучался многими
авторами. В опытах Бауэра и Арндта 1921—1922 гг. была отли¬
та в кокиль бронза с 8% Sn, форма и размеры слитка приведе¬
ны на рис. 31, а. Слиток охлаждали быстро. Для исследования
Рис. 30. «Оловянный пот»
на поверхности бронзовой
отливки
Рис. 31. Кокиль для отливки слитков бронзы С 8% Sn (о) и поря¬
док разрезки пробных слитков для испытаний (б) в работе Бауэра
и Аридта
была взята средняя часть слитка А. Этот кусок был разре¬
зан на части, как указано на рисунке 31, б. Стружка из каж¬
дого слоя была взята для химанализа. Ниже приведено среднее
содержание олова в слоях, %:
114
Авторы предложили схему для объяснения механизма явле¬
ния обратной ликвации (рис. 32).
Богатые медью смешанные кристаллы однородного твердого
раствора а образуются в форме елочных (дендритных) кристал¬
лов у стенок кокиля. Для большей наглядности принимается, что
процесс кристаллизации идет от стенок формы (кокиля) по на¬
правлению главных осей дендритов, продвигаясь послойно. При
незначительной скорости диффузии металлов (Си и Sn) друг в
друге выделяющиеся вначале дендритные кристаллы, прорастая
через слой а, отнимают у расплава большую часть содержащейся
в этом слое меди. Вследствие усадки в этом слое создается неко¬
торое разрежение, благодаря чему сюда устремляется жидкость
из соседнего слоя б. Протекая меж¬
ду дендритными кристаллами, жид¬
кость отдает часть своей меди про¬
должающим расти первичным кри¬
сталлам, другая часть содержащей¬
ся в ней меди расходуется на обра¬
зование и развитие новых возникаю¬
щих в ней кристаллов вследствие
понижения ее температуры. Остаю¬
щаяся обогащенная оловом часть
этой жидкости заполняет промежу¬
точные пространства между ветвя¬
ми первичных дендритов, проникая
в самые тонкие щелевидные раз¬
ветвления их. Это происходит бла¬
годаря всасыванию вследствие раз¬
режения, возникающего при усадке продолжающих развиваться
дендритов. Таким же образом в процесс кристаллизации втяги¬
ваются последовательно все новые и новые жидкие слои (в)
и т. д.
Всасывание богатой оловом жидкости во «звсе тончайшие про-,
межутки между дендритами приводит к трму, что периферийные
слои слитка оказываются более богатыми оловом, нежели цен¬
тральные.
В 1933 г. подробный литературный обзор по вопросам ликва¬
ции был дан Мазингом и Шейером. Наиболее вероятной причи¬
ной обратной ликвации авторы считали передвижение остаточной
жидкости в процессе затвердевания сплава.
Существует несколько вариантов объяснения причин этого
передвижения, предложенных разными авторами. >
1. Передвижение остаточной жидкости возникает вследствие
давления со стороны выделяющихся при затвердевании металла
газов.
2. Передвижение жидкости возникает в результате сжатия
остаточной жидкости, когда затвердевающие со всех сторон на¬
ружные слои металла образуют прочную твердую оболочку, за¬
8*
115
Рис. 32. Схема механизма
явления обратной ликвации
полненную юнутри жидким металлом. Сжимаясь при остывании,
эта оболочка давит на расположенную внутри нее жидкость.
В результате возникновения при затвердевании рассеянной уса¬
дочной /пористости сжимаемая жидкость использует микропоры
и каналы и, протискиваясь через них, движется по направлению
от центра к периферии, а когда находит микропоры и в наруж¬
ном слое слитка, она может выступить в виде капелек.
3. Передвижение жидкости при кристаллизации происходит
под влиянием всасывания, которое возникает в начальной ста¬
дии затвердевания благодаря усадке в частично затвердевшем
слое с периферии (у стенок и дна изложницы).
4. Причина движения жидкости — расширение (развитие)
затвердевающей внешней зоны благодаря как бы выдвижению
друг из друга растущих первичных кристаллов, создающее так
называемое давление кристаллизации.
В результате рассмотрения приведенных еыше литературных
данных и опыта отечественного производства бронз наиболее
приемлемыми объяснениями 'происхождения обратной ликвации
можно признать следующие.
Обратная ликвация с признаками выступающего на поверх¬
ности отливок «оловянного пота» появляется под действием силь¬
ного внутреннего давления, возникающего при кристаллизации
расплава вследствие сжатия остающейся внутри более или менее
толстого футляра затвердевшего металла жидкости, обогащен¬
ной оловом. Продавливание оставшейся жидкости из срединной
части объема на периферию и даже наружу сквозь слой затвер¬
девшего металла становится возможным в результате рассеян¬
ной усадочной пористости, свойственной бронзе.
Если в процессе кристаллизации начинают выделяться газы,
они способствуют увеличению давления и усилению процесса
обратной ликвации.
Влияние примесей и добавок
других элементов на свойства
бронзы
Если в сплав со структурой однородного твердого раствора
вводится новый компонент, это вызывает те или иные изменения
в структуре и тесно связанные с ней изменения свойств. Ниже
рассматривается влияние некоторых добавок и примесей.
Фосфор
Фосфор впервые начали вводить в бронзы во Франции в
1854 г.
Фосфор часто вводят в качестве добавки в оловянистые брон¬
зы, но в небольших количествах, редко превышающих 1%. Эти
добавки могут применяться с различной целью.
116
Во-первых, фосфор вводят как раскислитель, «восстанавлива¬
ющий закись меди по формуле:
2Р + 5Cu*0 = Р205 + ЮСи.
Но фосфор не может восстанавливать Sn02 -вследствие высо¬
кой химической стойкости этого соединения. По этой причине
фосфор как раскислитель при изготовлении бронз можно приме¬
нять лишь в случае ведения плавки на шихте из свежих метал¬
лов, когда вначале плавится одна чистая медь. В этот период
плавки © меди образуется Си20. Перед введением в расплав Sn
медь надо раскислить, для чего в расплав вводится фосфор обыч¬
но в виде лигатуры, содержащей 12—14% Р, остальное — медь.
При обычной плавке медь содержит до 0,2% кислорода. Чтобы
связать этот кислород и выделить его из расплава в виде Р205,
по расчетам требуется ввести 155 г Р на 100 кг Си, если к этому
прибавить не менее 20% Р на неизбежный угар его, то необходи¬
мое количество фосфора будет равно — 180 г. Для этого на каж¬
дые 100 кг Си надо ввести 1250 г лигатуры, содержащей
-14% Р.
Бесполезный угар фосфора при использовании его в качестве
раскислителя получается наименьшим, если фосфор вводить по¬
сле удаления шлака с -поверхности расплава. Это можно объяс¬
нить тем, что плавающий поверх металла флюс или шлак затруд¬
няет тесное соприкосновение лигатуры с металлом: последняя
плавает на поверхности и это усиливает потери Р в результате
его окисления и улетучивания (температура кипения фосфора
280,5° С).
При введении фосфора в чистый расплав (после удаления
шлака) -потеря его (угар) более или менее постоянна и равна
-0,06%.
При исследовании влияния фосфора, оставшегося в сплаве
после раскисления и перешедшего 'при затвердевании в твердый
раствор, на плотность литой бронзы было установлено, что наи¬
большую плотность бронза «приобретает тогда, когда содержание
в ней фосфора близко к 0,02%.
Небольшие количества остающегося в сплаве фосфора бла¬
гоприятно действуют и на прочность бронзы: при полном отсут¬
ствии фосфора бронза имеет сгв —36 кГ/мм2, при содержании
0,02% Р та же бронза имеет ав —44 кГ/мм2.
Дальнейшее повышение содержания фосфора в сплаве от
0,02% до 0,12% дает лишь незначительное повышение прочности
ав приблизительно до 45 кГ/мм2.
Если ввести олово в нераскисленную медь, то в результате
реакции
Sn + 2Cu20 = Sn02 + 4Cu
в расплаве появятся трудно восстановимые твердые частички
Sn02 (температура плавления Sn02 = 1127°С), которые, не
117
всплывая на поверхность расплава, долго остаются в нем во
•взвешенном состоянии и при кристаллизации «вмерзают» в
сплав, крайне неблагоприятно влияя на прочностные характери¬
стики бронзы, на ее пластич¬
ность и вязкость. При разливке
бронза с значительным содер¬
жанием Sn02 показывает не¬
достаточную или плохую жид-
котекучесть (рис. 33).
Во-вторых, присадки фос¬
фора благоприятно влияют на
жидкотекучесть бронзы, что
имеет большое значение при
литье фасонных деталей и осо¬
бенно художественных отли¬
вок сложной формы с тонкими
разветвлениями. Зависимость
жидкотекучести оловянистых
бронз от содержания в них
олова и фосфора представлена
на рис. 34.
Механизм благотворного
влияния присадок фосфора на
жидкотекучесть бронз не со¬
всем ясен. Известно лишь, что ангидрид фосфорной кислоты с ос¬
новными окислами, особенно щелочных металлов, дает относи¬
тельно легкоплавкие и жидкотекучие соединения.
Попавший в расплав в виде лигатуры фосфор сначала окисля¬
ется в соединении Р2О5, которое плавится при 563° С. Будучи
в жидком и частично в парооб*
разном состоянии, Р2О5 реаги«
рует с окислами, офлюсовывая
их. При пониженной смачива¬
емости металлом частички
Р2О5 и флюса легко всплывают
на поверхность, способствуя
.рафинированию металла. Не
исключена возможность час¬
тичного захвата выделяющи¬
мися пузырьками паров Р2О5
(и чистого Р), содержащихся в
расплаве газов, особенно в том
случае, если фосфор вводится
в конце плавки перед самой разливкой металла, когда начинает¬
ся выделение растворенных в металле газов.
Следовательно, добавка фосфора полезна <при выплавке брон¬
зы из смешанной шихты (часто с преобладанием отходов): она
Рис. 33. Микроструктура литой
сильно окисленной бронзы с 12%
Sn. Видны многочисленные выде¬
ления Sn02 и эвтектики Си20 +
+ Си. X 365
118
Рис. 34. Жидкотекучесть бронз в за¬
висимости от содержания Sn и Р:
/ _ 0,5V. Р; 2 — 0.3% Р; 3 — 0,1% Р;
4 — 0.0% Р
способствует улучшению качества отливок вследствие повыше¬
ния жидкотекучести расплава, механической прочности и плот¬
ности.
В-третьих, фосфор вводится в сплав как компонент, благопри¬
ятно влияющий на некоторые свойства бронзы.
Ниже приведена зависимость растворимости фосфора в чи¬
стой меди от температуры (°С) в твердом состоянии (рис. 35)
согласно равновесной диаграмме состояния по Хансену, %:
707 .... 1,15 500 .... 0,6
600 .... 0,8 280 .... 0,5
При комнатной температуре, по данным А. П. Смирягина,
фосфор растворяется в бронзе в количестве 0,1 %.
Многолетний опыт автора
в производстве тонкой прово¬
локи из Бр.0ф6,5-0,4, содержа¬
щей фосфора от 0,3 до 0,4%,
говорит о том, что эта бронза
после холодной обработки дав¬
лением и отжига имеет одно¬
фазную полиэдрическую струк¬
туру.
После отжига слитка этой
бронзы в течение нескольких
часов при 700° С структура ее
также однофазная, без всяких
следов включений фосфидов.
До отжига в литой структуре
можно наблюдать эвтектоид-
ные выделения и включения
фосфидной эвтектики. Так что
путем гомогенизующего отжи¬
га или путем холодной обра¬
ботки давлением с промежу¬
точными отжигами можно весь содержащийся в этой бронзе фос¬
фор (0,3—0,4%) полностью перевести в твердый раствор.
Количество фосфора, обнаруживаемого химическим анализом
в разных частях объема литой детали или слитка бронзы одного
и того же состава, так же как и олова, значительно зависит от
условий кристаллизации слитка. Иногда в бронзе, которая тео¬
ретически должна была обладать однофазной структурой, появ¬
ляются включения других фаз.
Более легкоплавкие, преждевременно выделяющиеся фазы
при кристаллизации затвердевают в последнюю очередь, образуя
как бы островки или прослойки между дендритами основной
массы твердого раствора. Бронза становится горячеломкой (не
выдерживает горячей прокатки).
119
Рис. 35. Диаграмма состояния
сплавов системы Си—Р
Будучи твердыми и хрупкими, междендритные или межкри-
сталлитные включения этих фаз обусловливают понижение пла¬
стичности и в холодном состоянии. Местные обогащения поверх¬
ностных слоев в слитках твердыми и хрупкими фазами у, Cu3iSri8*
Cu3P, ©следствие обратной ликвации, еще более усиливают
склонность бронзы к образованию поверхностных трещин на пер¬
вых стадиях холодной прокатки. Во ©сех 'перечисленных выше
явлениях, создающих неоднородность состава и структуры и по-
нижение 'пластичности, фосфор, находящийся © спла©е в виде
фосфидных включений, принимает активное участие и в образо¬
вании -преждевременно выделяющихся фаз и © образовании уча¬
стков обратной ликвации.
В работе Чадвика по исследованию бронзовых сплавов с со¬
держанием олова 5; 10; 15; 17,5; 20; 22,5; 25; 30% с добавками
фосфора © количествах 0,1; 0,5; 1% и без этих добавок пробные
сплавы отливали © графитовые формы в виде стержней диамет¬
ром 16 мм. Из этих стержней вытачивались цилиндрики диамет¬
ром 12,7 мм и высотой 12,7 мм. Цилиндрические образцы всех
сплавов, свободные от ликвации, подвергали обжатию (осажива¬
нию) по высоте под прессом со скоростью 41 мм/сек до высоты
5,1 мму т. е. с обжатием 60% при комнатной и разных темпера¬
турах от 150 до 750° С.
Деформируемость ©сех сплавов, т. е. способность выдержи-
вать указанные обжатия без трещин или с трещинами разной
степени, оценивалась цифрами 0, 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7. При этом «0»
означал, что проба выдерживала обжатие с 12,7 до 5,1 мм без
всяких трещин.
Цифра «6» означала, что проба давала трещины, доходящие
до середины испытуемого цилиндрика, а цифра «7» указывала,
что образец при испытании разрушался полностью (дробился на
кусочки).
На диаграммах рис. 36 даны кривые, выражающие одинако¬
вую степень склонности опытных сплавов к образованию трещин
при разных температурах испытания.
Приведенные кривые разбивают поле диаграммы на участки,
обозначенные цифрами от 0 до 7, позволяющие сразу определить
относительную степень пластичности любой бронзы, содержащей
Sn от 0 до 30% в любом температурном интервале от 0 до 800° С
(рис. 36, а, б, в).
Из тех же опытных сплавов с добавками 0,1 и 0,5% Р были
изготовлены плоские плиточки толщиной 12,7 мм и прокатаны
в полоски толщиной 0,5 мм. Прокатка плиток производилась при
температурах наилучшей их обрабатываемости, установленных
в опытах с осадкой. Полоски были закалены при различных тем¬
пературах от 300 до 750° С (через каждые 50° С) и испытаны на
изгиб. Оказалось, что изгиб на 180° выдержали все бронзы, со¬
держащие от 0 до 15% Sn и 0,1% и 0,5% Р при температурах
© интервале 20—500° С. Область для угла загиба 180° при более
120
121
высоких температурах расширяется вправо © сторону сплавов,
с более ©ысоким содержанием олова (до ^20% Sn). Полоски
бронз, содержащих 18—30% Sn, © интервале температур 20—
500° С не выдерживают изгиба, оказываются хрупкими. Однако
и эти сплавы при высоких температурах и особенно в узком ин-
Рис. 36. Деформируемость бронз при разных температурах по работам
Чадвика. Линии одинаковой склонности к растрескиванию при осажива¬
нии бронз без фосфора (а), с 0,1% Р (б) и с 0,5% Р (в)
тервале температур около 600° С обнаруживают некоторую гиб¬
кость.
Есть сведения, что в бронзах с низким содержанием Sn фос¬
фор 'повышает 'прочность на износ, © то время как у бронз с вы¬
соким содержанием Sn эта прочность из-за влияния фосфора по¬
нижается. Возможно, что повышение изнашиваемости -при высо¬
ком содержании фосфора объясняется увеличением в структуре
количества твердых, хрупких фосфидов, частички которых при
трении выкрашиваются и становятся как бы абразивным мате¬
риалом.
Наконец, здесь можно еще привести вертикальные разрезы
пространственных моделей диаграмм состояния тройных сплавов
системы Си — Sn — Р из работы Френча, показывающие влияние
присадок фосфора на фазовое строение оловянистых бронз.
Цинк
Цинк начали вводить в бронзу еще во времена древнего
Рима.
В адмиралтейскую бронзу с 10% Sn в Англии полагалось
присаживать Zn в количестве не более 2% с целью повышения
жидкотекучести.
Изучением сплавов системы Си — Sn — Zn занимались Там-
ман, Хансен, Бауэр. В сплавах, богатых медью, -в твердом раство¬
ре может находиться до 12% Sn и до 35% Zn (см. рис. 16).
В бронзе, содержащей 10% Sn в твердом растворе, может
быть > 10% Zn.
Благоприятное «влияние Zn на свойства бронзы заключается
в следующем: цинк уменьшает температурный интервал кристал¬
лизации и склонность бронзы к обратной ликвации; способствует
повышению жидкотекучести сплава, получению более плотного
литья с большей однородностью состава, структуры и показате¬
лей механических свойств. Это влияние цинка можно объяснить
так. Как активный раскислитель цинк, имея низкую температуру
кипения (905,4°С), в процессе плавки все время испаряется (осо¬
бенно сильно, когда температура достигает 1100—1200°С). При
выделении паров Zn из расплава они моментально соединяются
с кислородом, образуя ZnO.
Пары цинка, пронизывая расплав, могут способствовать уда¬
лению взвешенных твердых частичек и восстановлению окислов.
Ко всем вышеперечисленным особенностям цинка следует
дополнить еще его низкую стоимость по сравнению не только
с оловом, но даже и с медью: цинк примерно © 2 раза дешевле
меди.
Свинец
Свинец © чистой меди, © спла©ах меди с Zn, Sn, Al, Ni и с дру¬
гими металлами вообще очень мало растворим в твердом состоя¬
нии и потому в структуре этих сплавов так же, как и © бронзе,
он дает обособленные включения
отдельной (свинцовистой) состав¬
ляющей, обычно залегающей
между дендритами, по внешнему
виду часто трудно отличимые от
раковин, пор и засора.
Свинец благоприятно влияет
на плотность сплава. При низкой
температуре плавления и боль¬
шой плотности (удельном весе)
свинец обладает высокой жидко-
текучестью. Благодаря этому при
кристаллизации из расплавленно¬
го состояния, когда создается
плотное переплетение ветвей ден¬
дритных кристаллов и образова¬
ние усадочных междендритных
пор, свинец, будучи в расплавлен¬
ном состоянии, способствует за¬
крытию этих пор.
По мере увеличения в бронзе содержания свинца показатели
механических свойств, © том числе пластичность и вязкость, сни¬
жаются. Малые содержания свинца © литейных бронзах (не вы¬
122
Рис. 37. Результаты испытания
на разрыв литой бронзы (7%
Sn; 0,07% Р) при разных темпе¬
ратурах с разным содержанием
свинца, %:
/ — 0.0005; 2 — 0.007; 3 — 0.011;
4 — 0,019
ше 0,5%) дают не только более жидкотекучие и плотные отлив¬
ки, но и относительно ковкие, легко обрабатываемые и чеканя¬
щиеся.
Овинец© бронзах, как и в других сплавах (латунях, безоловя-
нистых бронзах, медноникелевых, цинковых), сильно повышает
антифрикционные свойства (см. стр. 167).
Кроме того, во всех спла©ах (латунных, бронзовых, никеле¬
вых) свинец улучшает обрабатываемость их резанием. В этих
случаях поверхность <после хорошей обработки резцом -получает¬
ся безукоризненно ровной, гладкой, блестящей.
Вредное влияние примесей свинца на пластичность деформи¬
руемых бронз показано в работе Эбораля и Грегори. На рис. 37
видно, что -при испытании на разрыв литой бронзы, содержащей
7% Sn и 0,07% Р и ничтожно малую примесь РЬ (0,0005%), зна¬
чения сужения поперечного сечения г|з (%) с повышением темпе¬
ратуры -испытания примерно с 450 до 800° С стремительно сни¬
жаются.
Никель
По Смирягину, добавки никеля вызывают в структуре оловя¬
нистых бронз появление новой фазы 0, и по форме и по окраске
отличающейся от 6-фазы и от фосфида. При соответствующих со¬
отношениях количеств Sn и Ni в бронзе, по-видимому, возможно
образование химических соединений между Sn и Ni. По Хансену
© системе Ni — Sn имеются соединения Ni3Sn4, Ni3Sn, Ni3Sn2
(рис. 38). Одно из них Ni3Sn, образующееся при кристаллизации
из расплавленного состояния или Ni3Sn2, по-©идимому, служит
фазой-упрочнителем © оловянистоникелевых бронзах (рис. 39).
По данным Е. Г. Деречея, добавки Ni к бронзам, содержащим
2% Zn, способствуют большей вязкости бронз, ‘повышению кор¬
розионной стойкости, сохранению прочности при высоких темпе¬
ратурах и получению плотных отливок.
Е. Фетц изучал свойства сплавов системы Си — Ni, Си — Sn,
Си — Sn — Ni © литом состоянии, в закаленном состоянии, в за¬
каленном и холоднодеформированном, наконец -после отпуска
при разных температурах с разной ©ыдержкой.
Все пробные сплавы его плавились в высокочастотной печи и
отливались© слитки весом около 4 кГ в форме плиток с размера¬
ми 20 X 80 X 300 мм.
Перед прокаткой слитки отжигали © течение 5ч© интервале
температур 760—820° С. Затем закаливали © воде: трещин при
закалке не было обнаружено.
После гомогенизации слитки подвергали холодной прокатке
с обжатиями от 50 до 70%.
После обжатий 40—50% трещины появлялись только у спла¬
вов, содержащих: 30% Ni и 9% Sn; 20% Ni и 7% Sn; 15% Ni
и 7% Sn.
123
Рис. 39. Диаграмма изменения пределов раст¬
воримости Ni и Sn в богатых медью сплавах
системы Си—Sn—Ni в зависимости от темпе¬
ратуры
124
Рис. 38. Диаграмма состояния сплавов
системы Ni—Sn
Присадка никеля к оловянистым бронзам улучшает их дефор¬
мируемость, повышает плотность отливок, уменьшает ликвацию,
снижает стоимость© результате частичной замены олова никелем.
При упрочнении путем холодной деформации или путем ста¬
рения пересыщенных растворов сплавы, содержащие никель, да¬
ют более высокие показатели прочности, чем оловянистые брон^
зы, упрочняемые только холодной деформацией.
Так, например, твердокатаные листы оловянистых бронз име¬
ют ав = 75—85 кГ/мм2 при значениях 6 = 1—5%; оловянистони-
келевая бронза с 7,5% Ni и 8% Sn после закалки, холодной де¬
формации и старения может иметь св до 120 кГ/мм2 иб« 1,5%.
Бронза, содержащая 32,55% Си; 12,72% Sn; 53,80% Ni, даже
ов литом состоянии имеет НВ = 350 кГ/мм2.
Опыты с литейной бронзой, содержащей 88% Си; 10% Sn;
2% Zn, показали, что она имеет ов = 69,0 кГ/мм2 и 6 = 28%.
а после присадки 0,35% Ni эта же бронза имеет ов = 90,6 кГ/мм2
и 6 = 55%*
Марганец
Примесь марганца в оловянистых бронзах по некоторым дан¬
ным не улучшает, а скорее ухудшает свойства литых бронз.
Исследования фазовой диаграммы сплавов Си — Sn — Мп
© интервале температур 400—700° С и механических свойств спла¬
вов, содержащих 7,15—23,3% Мп; 4,6—10% Sn и 0,08—0,13% Р,
показали, что Мп заметно уменьшает растворимость Sn в а-фазе.
Так, при 650° С эта растворимость от 16% (в сплавах Си — Sn
без Мп) понизилась до 12,5% в сплаве, содержащем 5% Мп.
Выяснено, что эти сплавы путем термической обработки мож¬
но подвергать упрочнению.
Если эти сплавы закаливать при температуре около 650° С,
а затем подвергать отпуску -при 450—500° С, то твердость их
можно повысить примерно со 120 до 240 кГ/мм2.
Изучение микростроения бронзы Бр.ОЦЮ-2 (10% Sn;
2% Zn; остальное Си), содержащей 0,002% А1 (или 0,5% Мп),
показало, что окислы А1203 (или МпО) образуют сетку, что вле¬
чет за собой повышение пористости.
Алюминий
Небольшие количества алюминия, входя в твердый раствор
оловянистой бронзы, отдельных фаз не образуют и, согласно пра¬
вилу Курнакова, способствуют повышению прочности. Во время
плавки и разливки алюминий в расплаве энергично окисляется
при соприкосновении с воздухом и с окислами других металлов
(Си20, РЬО, МпО и др.), например по реакции
ЗС112О 2А1 =■ AI2O3 -|- 6Си.
125
При этом получаются тугоплавкие частички А1203, не раствори¬
мые © бронзе, остающиеся до конца затвердевания взвешенными
в расплаве. В затвердевшем сплаве они оказываются -преимуще¬
ственно по границам кристаллитов, понижая межкристаллитные
силы связи и прочность сплава. Поэтому в деформируемых оте¬
чественных (и зарубежных) бронзах примесь А1 допускается
лишь в количествах не выше 0,002%.
Таким образом, при значительном содержании алюминий счи¬
тается вредной примесью в оловянистых бронзах и подлежит
удалению из расплава.
В зарубежной практике предложено для этих целей приме¬
нять так называемый дезалюминоль, который представляет собой
смесь состава: 40% Мп02; 20% KN03; 10% KHS04; 15% NaCl и
15% NaF.
В его состав входят, с одной стороны, сильные окислители
(Mn02, KN03), с другой — растворитель или офлюсовыватель
(NaF). Таким образом, механизм действия этого препарата мож¬
но представить так: содержащийся в жидком растворе А1 в со¬
прикосновении с дезалюминолем сначала окисляется за счет кис¬
лорода Мп02 и KN03 в А1203, а потом А1203 офлюсовывается
NaF и выделяется в шлак. Чтобы сделать этот шлак разжижен¬
ным и кислым, в ванну дополнительно вводят чистый песок.
Мышьяк, сурьма, висмут
Примеси мышьяка, сурьмы, висмута значительно ухудшают
пластические свойства и плотность и в деформируемых сплавах
являются вредными. В литейных сплавах они допускаются в зна¬
чительно больших количествах, а присутствие сурьмы до 0,5%
в литейных бронзах некоторые литейщики не считают вредным;
сурьма повышает литейные свойства, жидкотекучесть; чистоту
поверхности повышает гидроплотность.
Среди распространенных за рубежом литейных бронз указы¬
ваются сплавы, содержащие сурьму в количестве от 2,0 до 5,0%.
Эти сплавы применяются для подшипников, торпедных шесте¬
рен, поршневых колец, золотниковых клапанов и в качестве кис¬
лотоупорных бронз.
Железо
Растворимость железа в меди и в олове, особенно при ком¬
натной температуре, ничтожно мала. Поэтому содержание в
сплаве ^ 0.01 % Fe становится заметным в виде обособленных
включений. По Смирягину, железо измельчает структуру бронзы,
повышаег значения ав и НВ9 но снижает коррозионную стой¬
кость, ухудшает технологические свойства сплавов.
В деформируемых бронзах допускается до 0,02—0,05% Fe,
в литейных — до 0,4%.
126
По некоторым данным присадки железа в количествах от
0,5 до 1,5% Fe к оловянистой бронзе с 10% Sn снижают размер
зерна с 2,25 мм до 0,25 мм.
В бронзах, содержащих 6—12% Sn и 2% Zn, добавки
0,06% Zr уменьшают пористость, а у бронз с 4—8% Sn повы¬
шают значения ав, не меняя значения 6.
У бронз системы Си — Sn — РЬ добавка Zr снижает пори¬
стость и немного повышает вязкость.
Сера
Кюнель изучал влияние серы в бронзе состава: 85% Си,
9% Sn» 6% Zn. Приведенные им микроснимки показывают, что
при содержании 0,02% S на нетравленом шлифе видны в незна¬
чительном количестве темные различной формы мелкие вклю¬
чения.
При содержании 0,08% S этих включений намного больше.
Есть признаки того, что сульфиды стремятся располагаться в
виде мелкой цепочки по границам зерен.
При содержании 0,26% S включений сульфидов на шлифе
очень много; многие из них имеют вид звездочек, есть длинные
цепочки, вытянутые, по-видимому, по границам кристаллов.
Сульфидные включения очень на¬
поминают включения Sn02 и дол¬
гое время их принимали за Sn02.
Все сульфиды в металлах, как
правило, хрупки. Вытянутые в виде
цепочек по границам зерен, они не
менее, чем включения СигО, могут
снижать прочностные показатели
бронз, в том числе ударную вязкость
и пластические свойства. Не без ос¬
нования в стандартах на химический
состав деформируемых бронз допус¬
ки на примесь серы не превышают
0,002%. В стандартах на литейные
бронзы допуски на серу не оговари¬
ваются.
Кремний
Рис. 40. Влияние содержания
кремния и олова на твер¬
дость бронз с высоким со¬
держанием Ni (50% Ni):
/ _ 16% Sn; 2 — 8е/» Sn; 3 — 2% Sn
Приведенные на рис. 40 кривые
показывают, какое влияние оказы¬
вают присадки кремния к сложным
бронзам с высоким содержанием
никеля (50%). Как видно, введение кремния в бронзы системы
Си — Sn — Ni вызывает значительное повышение твердости в
этих сплавах.
127
Неметаллические включения
В основном неметаллические включения — это оксиды Sn02,
доходящие до 98%, сульфиды, фосфиды, силициды, а также попа¬
дающие в расплав и задержавшиеся в нем частички огнеупор¬
ной футеровки печей, тиглей, ковшей.
Общее количество неметаллических включений в окислен¬
ной бронзе доходит до 0,4—0,5%, в раскисленной (точнее, в ра¬
финированной) бронзе оно снижается до 0,0042%.
Есть предложение производить очистку бронзы от окисных
включений пропусканием жидкого металла через раскаленный
(до 800—900° С) плавленый магнезит, что позволяет почти пол¬
ностью удалить из расплава относительно крупные окисные
включения.
Опыты по применению магния в качестве раскислителя оло-
вянистой бронзы (79% Си; 8,5% Zn; 9,5% РЬ; 3,0% Sn) дали
отрицательные результаты. Сплав содержал легкоплавкую со¬
ставляющую из Mg и РЬ, вредно действующую на механические
свойства.
По Хансену температура плавления Mg2Pb равна 550° С,
а температура плавления эвтектик составляет примерно
475° С — Mg — Mg2Pb и около 250° С — Mg2Pb — РЬ.
Ударная вязкость при наличии в структуре хотя бы незна¬
чительных количеств эвтектик не может быть удовлетвори¬
тельной.
По другим данным раскисление магнием (добавка 0,05% Mg
от веса плавки) латуней и литейных бессвинцовистых бронз
значительно улучшает механические свойства (сплав раскис¬
ляется, газонасышенность его уменьшается, улучшаются пока¬
затели ав и 6).
Мюллер, изучая влияния присадок к меднооловянистым
бронзам, сделал следующие выводы:
1) усадка бронз может быть уменьшена в результате присад¬
ки цинка;
2) присадки Со, Al, Fe, Ni увеличивают усадку;
3) присадки Со, Ni, Мп несколько увеличивают прочность
бронзы;
4) присадки Sb и Zn понижают прочность оловянистой
бронзы;
5) обрабатываемость резанием бронзы с присадками Sb, РЬ
улучшается, а с присадками Ni и Мп затрудняется.
Имеются данные Роаста о том, что в многосвинцовистых
бронзах (например, 70% Си; 6% Sn; 3% Zn; 21% РЬ) даже
малейшие содержания А1 и Si делают бронзу совершенно не¬
пригодной к употреблению.
Для улучшения структуры слитка (измельчения зерна) и
придания большей однородности и обрабатываемости давлением
128
рекомендуется для технологического опробования введение сле¬
дующих добавок Zr(B), %:
Особенности плавни
и литья оловянистых бронз
Многовековая практика литейного производства накопила
богатый практический материал как результат наблюдений мно¬
гих поколений литейщиков и кузнецов сначала только меди,
а затем и бронзы. Однако в течение почти 4 тысячелетий этот
последовательно накапливавшийся опыт передавался литейщи¬
ками от поколения к поколению, нередко под большим секре¬
том. Да и в настоящее время не во всех случаях удается сразу
определить истинную причину брака и немедленно его ликвиди¬
ровать. На образование структуры и свойства бронзовых отли¬
вок одновременно оказывают влияние много различных физико¬
химических факторов. Изучить влияние каждого из этих факто¬
ров на свойства бронз очень трудно из-за невозможности
изучать влияние каждого из них отдельно.
Влияние газов
Промышленный слиток должен иметь чистую гладкую по¬
верхность, без трещин, раковин, засора, обладать безукоризнен¬
ной плотностью и химической однородностью, одинаковыми во
всех частях объема слитка.
Большая часть перечисленных выше требований тесно свя¬
зана с вредным влиянием газов на металл. Литейщики наблю¬
дают газовые раковины на поверхности и внутри при разрезке
слитков; обработчики давлением наблюдают последствия этих
раковин в виде плен, расслоев, волосовин в полуфабрикатах чер-
к.ых и цветных металлов и сплавов. Попадая в металл и обра¬
зуя там различные соединения (окислы, карбиды, нитриды, суль¬
фиды), газы становятся одним из первоисточников хладнолом¬
кости металлов. Тщательная очистка металлов от этих примесей
делает их ковкими и пластичными.
При соприкосновении с расплавленным металлом газы рас¬
творяются в нем или образуют растворимые или нерастворимые
химические соединения. Взаимодействие протекает более успеш¬
но и быстро, когда не только сложные, но и элементарные газы
при соприкосновении с металлом диссоциируют на атомы. Пред¬
ставление об общих количествах смеси газов, извлеченных из
разных цветных металлов и сплавов и о составе этой смеси дают
результаты опытов Гессенбруха (табл. 23, 24).
9 д. И. Сучков 129
Бр. СФ7-02
Бр. 006,5-0,15 . . .
Бр. ОЦ4-3
Бр.КМцЗ-1 ... .
Таблица 23
Количества и состав газов, извлеченных из цветных
металлов и сплавов
Отношение объе¬
Состав газа.
% (объемн.)
Сплавы
ма извлеченного
газа к объему
сплава
н,
СО
сн4
со.
Бронза
7,3
0,78
60,2
13,3
16,4
7,2
16,2
86,7
Ковкая латунь
2,3
0,43
95,0
95,5
0,2
0,1
2,3
1,2
2,3
3,2
Специальная
латунь
1,12
0,84
26,0
92,1
80.4
60.4
3,6
17,9
29,6
2.4
1.4
1,3
1,9
0,3
8,7
Алюминиевая
латунь
24,2
77,5
0,9
0,6
21,0
Бронза фосфо¬
ристая
0,28
42,0
—
—
58,0
Количество и состав газов, извлеченных из латуни
Таблица 24
Латунь
Темпера¬
тура при
Объем газа
на 100 г
Состав газа, % (объемн.)
извлечении
газа, °С
сплава
см3
н8
со
со,
сн4
N,
Л67
Л60
Л60
720
720
1040
6,3
4,25
5,7
65.5
56.5
46,0
13,5
9,5
14.0
8,5
19.0
12,0
7,0
35
13,5
Наибольшей растворимостью в металлах отличается водо¬
род. Так, например, по литературным данным растворимость
водорода (см3) при различных температурах на каждые 100 г
металла при парциальном давлении газа 760 мм рт. ст. приве¬
дена в табл. 25.
Таблица 25
Растворимость водорода в металлах, смг
При темпера¬
А1
Fe
Си
Ni
Sn
Бронза оловя-
туре, °с
нистая (11% Sn)
1000
3,0
5,5
1,58
9,8
0,04
3,09
1100
5,0
7,0
6,3
12,5
0,09
4,11
1200
8,02
8,5
8,1
14,25
0,205
5,35
1300
—
10,1
10,0
14,70
0,355
6,85
1600
—
28
—
43,1
—
—
130
Растворимость водорода в меди и ее сплавах, никеле и же¬
лезе показана на диаграммах рис. 41 и 42.
Масштабы образования газовых раковин и пор в слитке за¬
висят от быстроты выделения лишних газов из затвердеваю¬
щего или затвердевшего металла (от скорости диффузии газа в
жидком и твердом металле).
По К- Ивасе, сравнительные скорости диффузии в твердой
меди, выраженные в одних и тех же единицах, равняются:
Н 1000 С02 . . . . 17
GO ... . 65 N2 .... 0,6—0,0
Из сказанного следует, что водород с минимальным разме¬
ром его атомов быстро проникает в жидкий металл и столь же
быстро излишки его выделяют¬
ся при затвердевании. По этой
причине при небольшом содер¬
жании его в сплаве нет основа¬
ний опасаться образования им
газовых раковин.
Гораздо большие опасения могут вызывать оказавшиеся в
расплаве СО, С02 и особенно N2, скорость диффузии у которого
ничтожно мала. Установлено, что газовая пористость в литой
бронзе может явиться результатом выделения водорода, водя¬
ного пара, окиси углерода и двуокиси серы во время затверде-
ьания сплавов, откуда следует, что кислород и водород могут
быть в расплаве одновременно. Если пористость имеет место
только в результате растворения водорода, образующегося при
диссоциации влаги и последующего его выделения при затверде¬
вании расплава, то степень пористости в литой бронзе прямо
пропорциональна концентрации влаги. Добавление фосфора или
9*
131
Рис. 41. Поглощение водорода спла¬
вами меди с Sn, А1 и др. металлами
в зависимости от количества при¬
саженного к меди металла по Леппу
Рис. 42. Растворимость водорода в
Си, Ni, Fe при разных температурах
алюминия перед самой разливкой в значительной степени устра¬
няет пористость, при этом действие алюминия более эффектив¬
но, чем фосфора.
В бронзе уменьшение газовыделения, способствующего воз¬
никновению пористости, можно приписать энергичному дейст¬
вию алюминия как раскислителя по реакции
2А1 + 3 МеО = А1203 + Ше
(А1 может раскислить и БпОг).
Фосфор не в состоянии раскислить SnC>2, но офлюсовывая
окислы и в том числе SnC>2 и способствуя выделению их в шла¬
ки, он по существу ослабляет газовыделение, хотя этим путем
действие его менее эффективно, чем в случае А1.
Влияние оииси углерода
При плавке в дуговой печи с угольными электродами кон¬
центрация окиси углерода в ее атмосфере может доходить до
60%. При этом отмечалась очень большая пористость в бронзе,
доходящая до ^ 5%. Когда же в печи создавали небольшой
избыток кислорода, качество отливок было лучше.
При плавке бронзы, содержащей 88% Си, 10% Sn, 2% Zn,
в графитовом тигле высокочастотной индукционной печи нельзя
получить хорошие механические свойства. Особенно низкой ока¬
зывается ковкость. Атмосфера, окружающая при плавке металл,
состоит из смеси воздуха и продуктов сгорания графита из тигля.
Применение кварцевого тигля дает значительно лучший металл.
При покрытии расплава веществом, содержащим углерод, ре¬
зультаты получались неудовлетворительными.
Известно, что при плавке латунных и бронзовых сплавов в
печах с открытым пламенем присутствие водорода, углерода и
серы служит источником неполадок и причиной появления в ме¬
талле газов и что для устранения этого надо регулировать газо¬
вую атмосферу в печи так, чтобы содержание С02 было макси¬
мальным, при полном отсутствии СО и наличии небольшого из¬
бытка воздуха.
Для защиты расплава от окисления часто применяют древес¬
ный уголь. Если древесный уголь плавает поверх металла, он на
плотность металла не влияет. Но если на оставшийся на дне ков¬
ша древесный уголь наливать новую порцию металла, пористость
возникать может, по-видимому, за счет более благоприятных
условий для образования и поглощения СО и диссоциации со¬
держащейся в древесном угле влаги.
Пути ослабления
газовой пористости бронз
1. Шихтовые металлы для плавки бронз должны быть воз¬
можно более свободными от указанных газов, особенно штыко¬
вая марочная бронза и медь, когда она берется в виде шишкова¬
132
тых, ноздреватых катодов со следами плохо отмытого электро¬
лита.
2. Шихта должна быть сухой, а в ненастную погоду и в зим¬
нее время перед плавкой она должна быть обязательно просу¬
шена. Даже уголь, применяемый для защитного покрытия ме¬
талла, при плавке должен быть не только хорошо прожженным
и сухим, но и прокаленным перед засыпкой в илавильную ванну
(или тигель).
3. Нельзя излишне перегревать металл и затягивать плавку.
4. Температуру литья необходимо держать около оптималь¬
ной, установленной для соответствующих групп бронзовых спла¬
вов. По Даниельсу, влияние температуры литья на свойства
бронзы (88% Си, 10% Sn, 2% Zn) весьма ощутимо (табл. 26).
Большое влияние на плот¬
ность бронзы оказывает ско¬
рость кристаллизации.
По Даниельсу, если продол¬
жительность затвердевания на¬
ходится в пределах от 85 до
235 сек, получается неплотное
литье. Увеличение периода за¬
твердевания свыше 235 сек да¬
ет повышение плотности литья.
При правильной температу¬
ре литья затвердевающий рас¬
плав «садится» — уменьшает¬
ся в объеме; при более высоких
температурах литья слиток «растет» — увеличивается в объеме,
становится как бы надутым.
5. Если расплав перед разливкой не спокоен, наблюдается
кипение и даже бурление с горением газов, выделяющихся из
ковша или тигля, полезно дать металлу постоять до тех пор,
пока температура снизится примерно до 1100° С. Если выделение
горящего на поверхности газа продолжается (а гореть могут СО,
Н2 и углеводороды), то следует быстро ввести в расплав Mg
(0,05%), который, связывая кислород расплава в твердое туго¬
плавкое соединение MgO, приостанавливает дальнейшее образо¬
вание СО. Бурление немедленно прекращается.
На положительное дезоксидирующее влияние Mg в бронзе
есть указание в работе Бауэра и Хансена.
6. При литье в изложницы смазку, тщательно очищенную,
надо наносить на стенки изложницы тонким равномерным слоем.
7. Плавку бронз предпочтительно вести в слабоокислитель¬
ной атмосфере.
Большое влияние на качество отливок, особенно фасонного
тонкого, художественного или прецезионного литья, оказывает
жидкотекучесть расплавленной бронзы. Она в большой мере за¬
висит от температуры разливаемого сплава и от протяженности
Таблица 26
Зависимость плотности
и механических свойств бронз
от температуры литья
Темпера¬
тура
литья, °С
Плотность
г см3
0В
кГ/мм2
%
1300
8,42
19,03
5,4
1250
8,65
29,95
12,9
1120
8,63
28,87
16,75
1100
8,63
28,16
20,5
133
интервала его кристаллизации, т. е. от расстояния между лик¬
видусом и солидусом по вертикали.
Быстрое образование дендритных кристаллов, разветвление
и переплетение их затрудняют свободное движение расплава по
извилинам формы, мешают хорошему заполнению их. В резуль¬
тате этого в длинных и узких разветвлениях формы металл за¬
густевает и затвердевает раньше, чем окончательно заполнит их.
По той же причине при литье слитков заготовительного литья
на поверхности слитков иногда наблюдаются неровности в фор¬
ме складок (неслитин). Образованию их способствуют не только
низкая температура заливаемого в форму металла, но и более
или менее значительная окисленность сплава, когда взвешенные
в расплаве тугоплавкие окислы (Л1203, Sn02, Si02 и др.) еще
более ухудшают жидкотекучесть сплава. Образующиеся на по¬
верхности расплава пленки окислов попадают из разливного
ковша в форму (или кристаллизатор — при полунепрерывном
литье), и увлекаемые металлом они приближаются к стенкам
формы, пристают к ним, образуя грубые местные неслитины.
Отсюда следует, что для получения отливок безукоризненно
плотных, с хорошим заполнением металлом всех разветвлений
формы с гладкой, без неровностей и других дефектов поверх¬
ностью на борьбу с окисляемостью металла при плавке и литье
надо обращать самое серьезное внимание. Необходимо подби¬
рать шихту из неокисленных металлов, при плавке защищать
металл от окисления (древесным углем, флюсами), шире поль¬
зоваться при разливке ковшами чайникового типа, не пускаю¬
щими шлаки и окислы в форму. Добавка фосфора к расплав¬
ленной бронзе перед разливкой также способствует офлюсова-
нию окислов и отделению их в шлак. Кроме того, можно
продувать расплав инертным газом, который наряду с частич¬
ным удалением газов из металла может выделять в шлак и
часть взвешенных частичек окислов.
С целью изучения влияния различных литейных факторов на
качество отливок из бронзы с 14% Sn Пэл-Уолпол проводил
пробные плавки бронзы, применяя для шихты чистые медь и
олово. Плавки велись под защитой окислительного флюса, со¬
стоявшего из 2 весовых частей СиО, 6 весовых частей песка и
4 весовых частей фтористого натрия (NaF).
Раскисление в одной группе плавок вели фосфором, который
вводили в количестве 0,037—0,18%. Фосфор вводили по трем ва¬
риантам: А — перед снятием шлака (перед разливкой); В — пос¬
ле снятия шлака (перед разливкой); С — одна половина вводи¬
лась перед снятием шлака, другая половина после снятия шлака.
В другой группе плавок раскисление вели алюминием, который
вводили в количестве 0,05 и 0,1%, так же как фосфор, по трем
вариантам.
В третьей группе плавок раскисление велось с помощью
комплексного раскислителя, состоявшего из 0,037 % Р и 0,025%,
134
0,05% или 0,1% А1 с введением алюминия перед снятием шлака
и после снятия.
В этих опытах лучшие результаты по качеству слитков были
получены при раскислении фосфором, когда он присаживался
после снятия шла ка и в таком количестве, чтобы остаток его,
обнаруживаемый анализом в слитке, равнялся примерно 0,02%.
Раскисление алюминием давало худшие результаты, так как
частички А1203 трудно выделить из расплава. Действие фосфора
можно объяснить так: до его введения рафинирование металла
происходило с помощью активного защитно-окислительного
флюса.
Добавляемый в конце плавки перед разливкой после снятия
шлака и флюсов фосфор, так же как NaF, производил дополни¬
тельное рафинирование металла путем офлюсовывания и выво¬
да на поверхность расплава остававшихся в расплаве окислов и
частично газов. В этом случае фосфор играл роль активного
флюса, а не раскислителя.
Повышение таким путем качества отливок (вероятно, за счет
увеличения жидкотекучести, плотности и прочности) можно
объяснить частичным удалением из расплава твердых частичек
таких окислов, как Sn02, А1203, Si02 и других, и частичным уда¬
лением растворенных в металле газов.
В другой работе Пэл-Уолпола пробные плавки бронзы велись
под защитным флюсом из смеси 50% песка и 50% буры. Перед
разливкой бронза подвергалась действию окислительного флюса
состава: 207о СиО; 40% песка; 40% буры.
Для раскисления применяли фосфор. Его вводили на разных
стадиях плавки в количествах 0,075—0,05—0,10—0,5%. От¬
ливка производилась © кокиль. Лучшие результаты дала плавка
в окислительной среде, когда перед снятием защитного флюса
(и шлака) в расплав вводили 0,075% Р.
Еще в одной из работ Пэл-Уолпол изучал влияние некоторых
переменных факторов на свойства высокооловянистых бронз, от¬
ливаемых в кокили при контролируемых условиях.
Пробные плавки бронзы с 13—14% Sn вели или на шихте из
свежих металлов, или на шихте из отходов при различном ха¬
рактере печной атмосферы восстановительной, окислительной
и нейтральной.
Применяли разные виды защитного покрытия: древесный
уголь, окислительные флюсы различных составов (20% СиО,
40% песка, 40% буры; 33% СиО; 33% песка, 33% буры; 66%
СиО, 17% песка, 17% буры; или патентованный флюс Леппа).
Некоторые плавки проводили с разными добавками фосфора
(от 0,075 до 0,1%), который вводили или после расплавления,
или перед разливкой.
Пробные слитки отливались размерами 305 X 50,8 X 12,7 мм.
Разливка производилась при температуре 1200—1150° С со ско¬
ростью заполнения кокиля (изложницы) 5,45 кг/мин или
135
10,9 кг/мин. Начальная температура изложницы была ~ 100° С.
Пробные слитки отливали по 14 различным вариантам и затем
испытывали (табл. 27).
В результате испытаний лучшие свойства получили у спла¬
вов, плавка которых проходила под защитным флюсом из СиО,
песка и буры при добавке перед разливкой примерно 0,075% Р.
Таблица 27
Разница в показателях ав и fc в периферическом
и серединном слое слитка бронзы с 13—14% Sn
в зависимости от скорости заливки в форму
В серединном слое
На периферии
Средние значения ов и 8
в слитках в отожженном
состоянии
Скорость заливки, кг!мин
5.45
10,9
5,45
10.9
ов, кГ/ммг
36,7
26,6
44,33
43,1
6, %
40,3
20
62,8
61,5
Нижние половины отлитых слитков всех вариантов плавки
были прокатаны сначала в горячем состоянии при 650° С до тол¬
щины 7,62 мм, а затем © холодном состоянии — до 2,5 мм.
При горячей прокатке лучшие слитки по испытаниям в литом
состоянии оказались лучшими и по испытаниям на горячую пла¬
стическую деформацию.
Условия литья лучшего варианта были: атмосфера нейтраль¬
ная; флюс — 33% СиО, 33% песка, 33% буры, тигель ошлакован
в предыдущей плавке, перед разливкой введено 0,1% Р.
Самое радикальное средство для получения неокисленного
жидкотекучего металла без растворенных в нем газов — это
плавка и литье под вакуумом, особенно в тех случаях, когда по¬
вышенная стоимость последней оправдывается высокой требова¬
тельностью к качеству металла и дороговизной последнего.
Производство слитков для обработки металлов давлением и
фасонных отливок из цветных металлов и сплавов при Советской
власти претерпело значительные изменения. В свое время непро¬
изводительная плавка в горнах заменена наиболее распростра¬
ненной плавкой в электрических низкочастотных печах с желез¬
ным сердечником (печи Аякс), в дуговых печах типа ДМК. Внед¬
ряются электрические высокочастотные печи для плавки
некоторых наиболее тугоплавких сплавов (благородных метал¬
лов— Pt и ее спутников), такие же печи для «плавки и литья под
вакуумом относительно тугоплавких металлов и сплавов, отличаю¬
щихся ©ысокой склонностью к окислению и газопоглощению
(сплавы электротехнические, сплавы жаростойкие и жаропроч¬
ные для реактивных двигателей и т. п.). Наконец, в связи с при¬
менением в технике Ti, Zr и других металлов с высокой темпера-
136
турой плавления и необычайно сильной реактивной способ¬
ностью по отношению к Н2, О, N2, С и другим элементам освоена
плавка этих металлов и сплавов на их основе в особых электри¬
ческих дуговых печах, с расплавляемыми электродами в усло¬
виях глубокого вакуума.
Методы отливии
цветных металлов и сплавов
Заготовительное литье слитков в толстостенные чугунные из¬
ложницы сначала было заменено литьем в водоохлаждаемые
формы Юнкера.
В фасоннолитейных цехах было внедрено кокильное литье,
литье под давлением, центробежное литье таких деталей, как,
например, втулки диаметром 1500 X 1460, длиной 3620 мм, литье
в формы по выплавляемым моделям (прецизионное литье). По¬
явился и на нескольких заводах внедрен оригинальный метод от¬
ливки слитков из сплавов тяжелых цветных металлов всасывани¬
ем, предложенный доц. УПИ Б. М. Ксенофонтовым. В Кольчуги-
не освоен метод бесструйного литья слитков Бр.ОФ6,5-0,15.
Краткая история возникновения способа бесструйного литья
в СССР заключается в следующем. Пять лет назад на одном из
уральских заводов И. Ф. Беляев, С. Г. Гущин и П. Д. Казанцев
создали установку для бесструйного литья слитков и пластин из
медноникелевых сплавов и бериллиевой бронзы. На основе схе¬
мы этой установки на Кольчугинском заводе была разработана
более совершенная установка.
Старый метод отливки давал слитки Бр.0ф6,5-0,15 и Бр.ОФ7-
0,2 с усадочной рыхлостью, слитки трещали при прокатке их в
полосы, на лентах были плены и пузыри. Попытки перехода на
полунепрерывный метод отливки этих бронз не дали нужных ре¬
зультатов. Теперь на установке бесструйного литья слитки сече¬
нием 40 X 220 мм .и 40 X 320 мм получаются высокого качества
по плотности, структуре и состоянию поверхности.
Метод бесструйного литья на основании работ Гипроцмо ре¬
комендован для изготовления слитков Бр.ОЦС4-4-2,5 и
Бр.ОЦС4-4-4.
Наконец, появился и быстро завоевал прочное место на заво¬
дах легких авиационных сплавов полунепрерывный метод литья.
С заводов по обработке легких сплавов этот метод перешел на
заводы по обработке тяжелых цветных металлов.
Однако на последних заводах применение его по ряду спла¬
вов еще не вполне освоено. Поэтому большой интерес представ¬
ляют английские опытные работы по изучению полунепрерывно¬
го литья бронзы (способ Эльвуда и др.).
Идеи полунепрерывного литья бронзы -в патентной литерату¬
ре появились© период 1932—1937 гг. В 1948 г. появилось описа¬
ние установки этого типа.
137
В 1949 г. Пэл-Уолпол и Кондик сообщили о работах по полу¬
непрерывному литью бронзы.
Примененная ими опытная установка представлена на
рис. 43.
Как видно из рисунка, жидкий металл из печи заливается в
разливной тигель. В дно разливного тигля вставлена графитовая
втулка, играющая роль кристаллизатора. Применение графито¬
вого кристаллизатора вызвано тем, что расплавленная бронза
Рис. 43. Опытная установка «ASARCO* для полунепрерывного
литья:
а — прутков: 1 — разливной тигель; 2 — печь; 3 — газовая горелка; 4 — во¬
дяной патрубок; 5 — водяная рубашка: 6 — опрыскиватель; 7 — тянущие
ролики; 8 — графитовая втулка;
6 — труб: / — печь; 2 — графитовая втулка; 3 — оправка; 4 — латунная
коробка; 5 — труба
очень быстро разъедает все обычные металлические материалы,
что способствует приварке.
Длина графитовой втулки соответствует высоте столба жид¬
кого металла. Нижняя часть кристаллизатора в зоне затвердев¬
шего металла изготовлена из латуни и при работе установки
смазывается.
Для ускорения процесса охлаждения (и затвердевания метал¬
ла внутри графитовой втулки) втулку облегает латунная ко¬
робка, внутри которой циркулирует охлаждающая вода. Выходя¬
щий из этой коробки уже затвердевший слиток окончательно
охлаждается водой из четырех трубок-опрыскивателей.
Пусковой стержень с помощью приводных тянущих роликов
при пуске установки поднимается вверх, образуя как бы дно в
разливном тигле. После приварки к нему металла тянущие ро¬
лики начинают тянуть стержень с металлом вниз.
138
Для регулирования температуры жидкого металла в разлив¬
ном тигле он помещен в небольшой печи с газовой горелкой.
Во избежание заклинивания верхней части пускового стержня
при его нагревании в соприкосновении с жидким металлом меж¬
ду стержнем и кристаллизатором должен быть сделан зазор
около 0,006 диаметра стержня.
Вытягивающее усилие может доходить до 160 кГ. Испытыва¬
ли бронзы разного состава. Слитки отливались диаметром 38 мм.
Бронзы с 10% Sn и 0,5% Р отливали при температуре от 950 до
1150° С. Для удовлетворительного пуска температура металла
в печи должна быть 1050—1100° С, а температура в горловине
печи 950° С. После пуска установки температура металла будет
1000° С. Скорости вытягивания слитка меняли, однако при дости¬
жении особенно высоких скоростей происходило разрушение
слитка в кристаллизаторе. Это были разрушения красноломкого
типа (но они не сопровождались вытеканием металла на пол).
Минимальная скорость, с которой может действовать установ¬
ка, 150 мм/мин (9 м/ч). Максимальная возможная скорость от¬
ливки изученных сплавов 18—22,5 м/ч.
Максимальная возможная скорость литья зависит от состоя¬
ния поверхности, природы материала кристаллизатора, смазки,
а также и от состояния поверхности металла. Замечено, что
сплавы, содержащие окислы, легко восстанавливаемые углем
при рабочей температуре, легче отливать, чем сплавы, окислы ко¬
торых тугоплавки и трудновосстановимы.
Например, при содержании в бронзе >5% Zn — пуск установ¬
ки затруднителен и разрушение наступает при более низких
температурах, чем у бинарных бронз. При литье возникает еще
одна трудность — образование на слитке ликвационных колец.
Они содержат примерно 16% Sn и 0,8% Р, © то «время как сплав
содержит 10% Sn и 0,5% Р.
Образование ликвационных колец на слитке может привести
к задержке дальнейшего продвижения слитка. Но так как он,
продолжая охлаждаться, уменьшается в толщине, то через неко¬
торое время слиток вновь начинает опускаться, иногда кольцо
может вызвать обрыв слитка.
В первом случае, когда кольцо «прорывается» и восстанавли¬
вается дальнейшее продвижение слитка, на стенках графитово¬
го кристаллизатора возникает задранная поверхность.
Для достижения более спокойного вытягивания слитка при¬
вод надо делать с фрикционной муфтой. Ликвационные кольца
не портят прочностных свойств слитка. Образованию ликвацион¬
ных колец способствует наличие легкоплавких составляющих
сплава и наличие зазора между головкой пускового стержня и
кристаллизатором.
Для облегчения выхода слитка из кристаллизатора с меньши¬
ми повреждениями стенок графитовой втулки целесообразно при¬
давать ей правильную конусность.
139
При отливке труб описанная установка должна быть допол¬
нена вставной оправкой. Вставка (или оправка), имеющая ко¬
нус, прочно вставляется в графитовую втулку, во фланце этой
вставки имеются отверстия, через которые жидкий металл льет¬
ся в кольцевую щель между графитовой втулкой и оправкой
(см. рис. 43,6). Угол наклона конуса оправки примерно 3°.
Опытные трубы отливали размером диаметра наружного
37,6 мм, внутреннего 17,78 мм, длиной от 2 до 2,7 м.
Максимальная скорость литья труб (22,8 м/ч) выше, чем
литья стержней (300 мм/мин).
В отличие от принятого в СССР метода полунепрерывного
вертикального литья особенность описываемого метода заклю¬
чается в том, что, во-первых, здесь применен графитовый кри¬
сталлизатор, во-вторых, для предотвращения прилипания метал¬
ла к кристаллизатору он подвешен к сотрясательному устройст¬
ву, сообщающему ему несколько сот колебаний в минуту. Выхо¬
дящий из формы слиток охлаждается водой из нескольких брыз-
гальных отверстий и погружается в водяную ванну. Расстояние
от нижней кромки кристаллизатора до уровня воды в ванне 1 м.
Гидравлическое устройство для вытягивания слитка из формы
(кристаллизатора) находится в водяной ванне. После достиже¬
ния слитком предельной высоты он извлекается из ванны кра¬
ном. Установка имеет два рядом расположенных кристаллиза¬
тора и позволяет отливать одновременно два слитка со скоро¬
стью 500 мм/мин (30 м/ч). Установку обслуживает один
рабочий.
Показатели механических свойств слитков полунепрерывного
литья значительно выше, чем у слитков, литых в землю.
По ряду соображений этот прогрессивный метод литья за¬
служивает особого внимания.
Из зарубежных современных машин для полунепрерывного
литья бронзовых слитков в дополнение к описанной выше уста¬
новке можно отметить машину для горизонтального литья одно¬
временно пяти прутков диаметром 12 мм. Эта установка — швей¬
царского машиностроительного завода Вертли.
Основная плавильная печь с мазутным нагревом снабжает
жидким металлом низкочастотную индукционную печь, вмещаю¬
щую до 1000 кг бронзы или латуни. Из этой раздаточной печи
оловяннофосфористая бронза, раскисленная фосфором, через
пять кристаллизаторов одновременно выходит в виде прутков
диаметром 12 мм.
На такой машине можно получать одновременно даже 10
прутков диаметром 12 мм.
На ней можно отливать ленты сечением 90 X 12 мм и 90 X
X 8 мм.
Прокатанные из бронзы ленты до толщины 1—0,2 мм и вы¬
тянутая из прутков проволока диаметром 0,2 мм имеют ав =
= 51 кГ/мм2 и 6 = 55%.
140
Установка фирмы Middlesex, England для непрерывного
литья бронзы всех видов: круглых прутков диаметром от 11,1
до 154 мм; труб диаметром от 20 до 154 мм.
Американская установка в Филадельфии для полунепрерыв¬
ного литья пустотелых слитков с наружным диаметром 165 мму
а внутренним 63,5 мм из кремнистой бронзы применима и для
непрерывного литья меди, латуни, оловянистых и алюминиевых
бронз.
На заводе Osnabrficker Kupfer — und Drahtwerkes работает
установка, дающая тонкостенные пустотелые цилиндры из цвет¬
ных металлов. Это полые цилиндры длиной до 10 м, диаметром
до 1,5 му идущие для крышек пароходных валов и всасывающих
вальцев для бумагоделательных машин из высококачественных
медных сплавов с высокой прочностью и коррозионной стойко¬
стью. На этой установке можно отливать слитки для прессования
диаметром до 800 мм и плоские слитки.
Необходимо отметить, что способ литья значительно влияет
на физико-механические свойства сплавов (табл. 28).
Отсюда видно, что центробежное литье дает наивысшие по¬
казатели.
При плавке и литье фосфористых бронз необходимо учиты¬
вать, что сплавы, содержащие >0,2% Р, активно поглощают га¬
зы при литье в землю, особенно при изготовлении сложных от¬
ливок, видимо благодаря большой поверхности соприкосновения
жидкого металла с пористыми стенками земляной формы, слу¬
жащими источниками газов (в частности, воздуха и паров
воды).
Окраска формы порошком алюминиевомагниевого сплава
препятствует проникновению газов (кислорода) в расплав. Ко¬
рочка из AI2O3 и MgO, препятствуя проникновению жидкого ме¬
талла в земляную форму, обеспечивает получение отливок с
гладкой поверхностью; тот же результат достигается при добав¬
ке в сплав небольших количеств кремния (0,3—0,5%).
Таблица 28
Сравнительные показатели физико-механических свойств
бронз с 10 13% Sn, отливаемых разными методами
фнэико-механические свойства
Показатели свойств при разных методах литья
литье
в песок
ЛИТОЙ
обод
в кокиле
(внутри)
литой
обод
в кокиле
снаружи
литье под
давлением
центро¬
бежное
литье
ав, кГ/мм2
24,88
22,52
26,77
31,18
38,12
От. кГ/мм2
14,0
12,75
20,43
21,26
23,62
6, %
11,0
7
2,5
3
10
ИВ, кГ/мм2
86,0
84,0
110
118,0
124,0
ан, к Гм /см2
4,24
2,18
1,92
2,11
3,46
Плотность (удельный вес) . .
8,41
8,32
8,78
8,77
8,80
141
Для получения здоровых (плотных) отливок рекомендуется
подводить металл в более толстые места отливок с тем расчетом,
что питание тонких сечений будет происходить за счет толстых
сечений.
По последним литературным сведениям, в отливках из оловя¬
нистых бронз хорошие прочностные показатели (в первую оче¬
редь хорошее относительное удлинение) достигается тогда, ког¬
да литье идет быстро с высокой температурой и когда охлажде¬
ние залитого в форму металла в процессе его затвердевания и по
его завершении идет по возможности медленно.
Залитый в форму металл перед началом затвердевания дол¬
жен быть неподвижен, чтобы кристаллизация его могла проте¬
кать спокойно.
Значения относительного удлинения тем выше, чем меньше
выделений 6-фазы присутствует в структуре сплава. Зерна тем
крупнее, чем выше температура литья, чем спокойнее идет кри¬
сталлизация расплава в форме. Выделений 6-фазы тем меньше»
чем медленнее идет затвердевание. Для четкого выявления ден-
дритов шлифы рекомендуется травить в растворе Na2S203 или
K2S2O3 (4 г K2S2O3 + 100 см3 насыщенного раствора Na2S04).
Для четкого выявления эвтектоида шлифы следует травить в
растворах: 1) 1 ч. концентрированной НС1 + 2 ч. Н20; 2) 10 г
FeCl3 + 30 см3 концентрированной НС1 и- 120 см3 этилового
спирта.
Бронзы деформируемые,
фосфористые
и многокомпонентные
Деформируемые сплавы оловянистых бронз по сравнению с
многими другими деформируемыми сплавами на основе меди
имеют одну неприятную особенность: пластичность бронзовых
слитков и при горячей и при первичной холодной обработке дав¬
лением неудовлетворительная, при деформации они часто дают
трещины, что приводит к увеличению отходов и брака. Напри¬
мер, при изготовлении прутков и лент оловянистофосфористой
бронзы процент выхода годного в 1,5 раза ниже, чем при изготов¬
лении таких же прутков и лент латунных сплавов.
Основные причины плохой обрабатываемости давлением за¬
ключаются в особенностях процесса кристаллизации бронз из
расплавленного состояния: наличие внутрикристаллической
ликвации; преждевременном выделении обогащенных оловом
фаз относительно легкоплавких, твердых и хрупких; обратной
ликвации.
Чем скорее охлаждение, тем быстрее растут дендриты, тем
труднее осуществляется приток свежих порций жидкого металла
в места, где в результате усадки в междендритных участках воз¬
никают разрежения. Здесь создаются условия, благоприятствую¬
142
щие развитию междендритных усадочных пор, через которые не¬
сколько позднее обогатившиеся оловом последние порции рас¬
плава из средних частей слитка начнут выжиматься к пери¬
ферии.
В периферийных слоях слитка наблюдается усиленное преж¬
девременное выделение обогащенных оловом фаз. Местные скоп¬
ления этих фаз, как правило, располагаются в промежутках
между кристаллами однородного твердого раствора. При обра¬
ботке давлением трещины возникают в первую очередь в местах
скопления этих фаз. Начало плавления сплава состава, соответ¬
ствующего формуле Cu3lSn8 (6-фаза), равно 750°С, а сплава,
соответствующего формуле Cu3Sn, 720° С.
Если к этому добавить, что в оловяннофосфористых бронзах,
содержащих более 0,3% Р, в межкристаллитных прослойках мо¬
гут быть еще тонкие выделения фосфидной эвтектики (смесь
кристаллов a-твердого раствора и соединения Си3Р, содержаще¬
го 80,7% Си; 14,8% Sn и 4,5% Р, с температурой плавления
628°С), то становятся понятными причины трещинообразования
при горячей обработке этих бронз. Поэтому в горячедеформируе-
мых оловянистых бронзах содержание фосфора допускается
не выше 0,25—0,3%.
В течение достаточно длительного нагревания слитков брон¬
зы при температурах 700—750° С в результате диффузии проис¬
ходит процесс выравнивания состава (гомогенизация): устраня¬
ется внутрикристаллическая ликвация, происходит постепенное
«рассасывание», т. е. переход в твердый раствор включений
преждевременно выделившихся фаз Cu3iSn8, Cu3Sn, фосфидов и
др. и постепенное удаление избытка олова из периферических
слоев слитка.
Во время горячей прокатки или прессования присходит из¬
мельчение остатков (нерастворившихся) твердых и хрупких фаз
и перемешивание металла. Это довершает процесс гомогениза¬
ции и облегчает последующую холодную обработку давле¬
нием.
Следует добавить, что при достаточно длительном нагрева¬
нии бронзы от комнатной до температуры примерно 700° С она
после ряда последовательных эвтектоидных превращений при
350—520—590° С (а + Cu3Sn—+ Cu3iSn8-^ а + у) приобре¬
тает структуру а + р, состоящую из наиболее пластичных фаз.
Из всех деформируемых стандартных бронз СССР только
Бр.ОЦ 4-3 выдерживает (с большим трудом) горячую про¬
катку.
Изучение процесса нагрева слитков и горячей прокатки этой
бронзы показало, что увеличение выдержки в печи при нагреве
слитков перед прокатом благоприятно влияет на прокатку и го¬
рячую прокатку следует вести после двухчасовой выдержки при
температуре 700° С.
С повышением температуры нагрева и содержания фосфора
143
до 0,2% бронза дает в первых проходах тонкие, незаметные для
невооруженного глаза трещинки, которые потом превращаются
в пленки («сединки»), а также рванины на кромках прокатыва¬
емых полос, глубина которых растет с повышением в бронзе со¬
держания фосфора.
При холодной обработке давлением пластичность бронзы под¬
вергается еще более тяжелым испытаниям.
На первой же стадии холодной обработки давлением в местах
скопления хрупких фаз появляются трещинки. После нескольких
обжатий хрупкие выделения дробятся на множество мелких,
происходит перемешивание их с пластичными a-кристаллами и
при последующем отжиге их мелкораздробленные частички по¬
степенно переходят в твердый раствор, внутрикристаллическая
ликвация исчезает и при последующей прокатке металл стано¬
вится более пластичным. Несколько последовательных холодных
прокаток с промежуточными отжигами ликвидируют последние
остатки неоднородности структуры и состава и бронза приобре¬
тает высокие показатели физико-механических, химических и
технологических свойств: прочности, вязкости, пластичности,
коррозионной стойкости, стойкости против усталости. Среди
цветных сплавов по усталостной прочности оловянистые бронзы
уступают первое место только бериллиевой бронзе.
Содержание олова в деформируемых бронзах не превышает
8%. Обрабатываемость их давлением сильно зависит от структу¬
ры слитков. Если они имеют столбчатое строение, прокатка их
становится иногда невозможной.
Еще совсем недавно среди технологов-обработчиков существо¬
вала уверенность, что бронзы, содержащие выше 8% Sn, не вы¬
держивают обработки давлением ни в горячем, ни в холодном
состояниях. Такое мнение не вяжется с опытными данными пос¬
ледних лет.
Приведенные выше диаграммы из работы Чадвика (см.
рис. 32) показывают, что все бронзы с содержанием Sn по 12—
15% допускают (без появления трещин) обжатия (под прессом)
на 60% при температурах от 0 до 300° С.
Из работ Чадвика следует, что из серии опытных бронз, со¬
держащих 0—15% Sn и 0,1% Р, путем прокатки опытных слит¬
ков были изготовлены ленты. На последней стадии ленты тол¬
щиной 2,5 мм были прокатаны в холодном состоянии с обжати¬
ем 50% до толщины 1,25 мм. После этого их отжигали при
625° С, закаливали для сообщения им максимальной мягкости и
испытывали на разрыв.
Максимальное значение б (72%) при этом было получено у
бронзы с 10% Sn.
Опыты Пэл-Уолпола с термической обработкой литых бронз
показали, что отжиг литых бронз резко повышает значения от¬
носительного удлинения.
144
Ниже приведено повышение относительного удлинения литых
бронз с различным содержанием Sn в зависимости от отжига:
Содержание Sn, % 10,0 13,0 14,0 14,0 17,0
Содержание Р, % 0,75 0,15 0,5 1,0 —•
Относительное удлинение, % 17—42 15—65 3—30 0—10 32
• После 4 ч нагрева н закалки.
Приведенные данные и результаты других работ, проведен¬
ных в последние годы (в том числе и работа автора с металло¬
ткацкой бронзой с содержанием 8% Sn), показывают, что доста-
Рис. 44. Временное сопротивление разрыву (а) и относительное удлинение
(б) литых бронз с содержанием 2,0—14,0% Sn в неотожженном и отожжен¬
ном состояниях:
1 — кромка отожженного слитка; 2 — сердцевина отожженного слитка; 3 — кромка ли*
того слитка; 4 — сердцевина литого слитка
точно длительный (до 24 н) гомогенизирующий отжиг литых
бронз с обычным охлаждением, а еще в большей мере с последу¬
ющей закалкой, резко повышают пластические свойства бронз
даже у таких высокооловянистых сплавов, обработка давлением
которых считалась совершенно невозможной. В работе Пэл-
Уолпола изучались опытные литые в кокили сплавы оловянистых
бронз с различным содержанием олова (от 2 до 14%) для выяс¬
нения влияния содержания олова на свойства этих бронз.
На рис. 44 показаны кривые, выражающие характер законо¬
мерности изменения показателей механических свойств этих
бронз в литом неотожженном и в литом отожженном состояниях
в наружном слое и в середине слитков.
В разделе о влиянии примесей и добавок на свойства бронз
отмечалось, что добавки Р в количествах, превышающих 0,3%,
лишают литую бронзу обрабатываемости в горячем состоянии и
снижают пластичность слитков при холодной обработке давле¬
нием. Поэтому большинство современных стандартных деформи¬
руемых бронз содержат <; 0,25% Р.
Повышенное содержание Р (0,3—0,4%) остается лишь у спла¬
ва Бр. ОФ 6,5-0,4 (металлоткацкой бронзы) с его Специфичной
технологией производства слитков и обработки их'давленибм.
Ю Д- И. Сучков
145
Добавки свинца делают бронзу не выдерживающей горячую
обработку давлением, так как свинец, имея температуру плавле¬
ния 327° С, не растворяясь в твердом растворе бронзы, высту¬
пает в структуре ее в виде более или менее равномерно разбро¬
санных включений.
Сплавы Бр. ОЦС 4-4-2,5 и Бр. ОЦС 4-4-4, содержащие 2,5—
4% РЬ, обрабатываются давлением только в холодном состоянии.
Из прокатанных полос этих сплавов изготовляются втулки для
подшипников автомобильных колес, обладающих высокой изно¬
состойкостью.
Если у бронзы Бр. 0*Ф 6,5-0,4 гомогенизирующий отжиг с за¬
калкой делают структуру однофазной и более пластичной, то по¬
добный отжиг свинцовистых бронз Бр.ОЦС 4-4-4 и Бр.ОЦС
4-4-2,5 не меняет основной структуры, не улучшает ее прокаты¬
ваемое™. Производство этих бронз весьма трудоемко, с низкими
выходами годного.
Основные виды брака при обработке давлением бронз — тре¬
щины и плены. При горячей прокатке у оловянистых и фосфори-
стооловянистых бронз трещины возникают в первых же прохо¬
дах на местах скопления в поверхностных слоях эвтектоидных
выделений и фосфидной эвтекики, поверхностные трещины воз¬
никают и при холодной прокатке Бр. ОФ 6,5-0,4 по той же при¬
чине. В свинцовистых бронзах трещины возникают в местах сгу¬
щенного расположения свинцовой фазы.
Технология получения листов и полос свинцовистой бронзы
весьма сложная. Если слитки многих цветных сплавов имеют
толщину примерно 70 мм (и даже^ 100 мм), то слитки авто¬
бронзы Бр.ОЦС 4-4-2.5 отливаются в виде досок толщиной всего
25 мм. Попытки перехода на слитки толщиной 70 мм кончались
неудачно — слитки трещали и не давали годной продукции. При¬
менение предварительного гомогенизирующего отжига также не
дало положительного результата: слитки трещали больше, чем
неотожженные. Для получения полосы толщиной 0,89 мм сли¬
ток толщиной 25 мм подвергается холодной прокатке 7 раз с
промежуточными после каждой прокатки отжигами при темпе¬
ратурах 670—600° С в зависимости от толщины. За последнее
время слитки автобронзы на одном из заводов отливают толщи¬
ной 45 мм, а межоперационный отжиг проводят при 500—580° С.
Сплав чувствителен к резкому охлаждению. Во избежание
трещин после отжига рекомендуется медленное охлаждение. При
плавке обязательна защита древесным углем; вначале следует
плавить медь, затем вводить цинк и только после этого свиней
и подогретое олово (во избежание образования S11O2).
Формы смазывают канифолью или «желтой мазью» (олифы
60%, мыла кускового 40%).
Технология производства тонкой проволоки для металлоткац¬
кого производства из Бр. ОФ 6,5-0,4 очень сложная. Отлитые
центробежным способом слитки в виде дисков диаметром 400 мму
146
толшиной 32 мм при наличии признаков обратной ликвации об*
тачиваются со съемом стружки с каждой стороны толщиной
около 1,5 мм. Затем круги подвергают холодной прокатке. Всего
этих прокаток дается 8, схема обжатий следующая: в I прокате
круги катают с 32 (30) до 24,9 мм\ во II — до 16,0; в III—до
13,5; в IV — до 11,2; в V — до 8,5; в VI — до 6,45; в VII — до 5,50;
в VIII — до 4,75 мм.
В III прокате круги катают, изменив прежнее направление
на перпендикулярное к предыдущему.
В VII прокате круги опять поворачивают на 90°.
После VIII проката получают более илИ менее правильный
круг (с отверстием в середине).
После каждого проката круги отжигают при температурах
700—650° С в зависимости от толщины. Прокатанный круг тол¬
щиной 4,75 мм на особых дисковых ножницах разрезают по спи¬
рали, получая «резку» сечением 4,75 X 5,5 мм, конец которой на¬
вивается на барабан. В результате получают заготовку для во¬
лочения. Бухты «резки» отжигают и подвергают волочению до
диаметра 3,5 мм, затем следует отжиг.
Дальнейшее волочение на станках многократного волочения
производится по следующему режиму: с диаметра 3,5 мм до
2,0 мм, отжиг; с диаметра 2,0 мм до 0,88 мм, отжиг; с диаметра
0,88 до 0,25 мм, отжиг, и т. д.
Значительная деформация, измельчающая зерно, частые от¬
жиги, выравнивающие путем диффузии состав кристаллитов,
как бы «облагораживают» сплав, повышают показатели прочно¬
сти, пластичности и вязкости (табл. 29).
Отсюда видно, что пластичность бронзы в процессе ее обра¬
ботки из слитка в тонкую проволоку последовательно возраста¬
ет: если в первых прокатках литых кругов давались суммарные
обжатия (между двумя отжигами) 16— 20%, то при волочении
эти обжатия достигают 90%.
Кроме трещин, возникающих в процессе прокатки полос, ли¬
стов и лент, при прокатке и волочении часто наблюдаются пле-
Таблнца 29
Механические свойства бронзы Бр. ОФ6,5-0,4
в зависимости от обработки и размеров
Размеры проволоки
Св> кГ!ммг
в. %
Литая в кокиль необработанная бронза
Бр. СФб.5-0,4
25-35
15—30
Проволока отожженная диаметром:
3,5 мм
28,5*
58*
2,0 мм
40—28
58—61
0,88 мм
41
60
• Среднее значение.
10* 147
Ны, появляющиеся на участках скрытых газовых или усадочных
раковин. Скрытая где-то внутри слитка раковинг по мере умень¬
шения толщины обрабатываемой заготовки сплющивается, вы¬
тягивается по длине и приближается к поверхности. Когда она
оказывается отделенной от наружной поверхности только тонкой
стенкой, находящийся внутри сильно сжатый газ при отжиге
расширяется и иногда выпучивает тонкую стенку наружу, обра¬
зуя пузырь (рис. 45). Иногда пузырь прорывается при отжиге,
чаще он вскрывается при последующей обработке и тогда на
месте пузыря образуется плена.
При волочении на местах плен часто возникают обрывы про¬
волоки, вызывающие остановку станка для новой заправки обор¬
вавшегося конца. Такие
обрывы на быстроходных
станах многократного во¬
лочения с числом волок
15, 18, 22 резко снижают
производительность. Кро¬
ме того, они увеличивают
количество неполновесных
бухт, снижают качество
проволоки за счет оста¬
ющихся скрытых плен и
расслоений.
Этим объясняются
жесткие требования к качеству слитка, которые обработчики
предъявляют литейщикам.
Гансон и Уилер исследовали свойства меднооловянистых
бронз с добавками алюминия.
Маркировка этим сплавам была дана такая: j4nSm, гДе А —
алюминий, п — процентное содержание его в сплаве (п = 1; 2;
3; 4), S — олово, т— процентное содержание его в сплаве (т =
= 1; 2; 3; 4; 5; 6).
Испытанию подвергали 4 серии слитков пробных сплавов с
разной обработкой их в каждой серии:
1-я серия. Слитки подвергали холодной прокатке с обжатием
до 80% первоначальной толщины или до появления трещин.
2-я серия. Слитки нагревали в течение часа при температуре
750—800° С и катали в горячем состоянии.
3-я серия. Слитки отжигали в течение 12—14 ч при 700—
750° С и катали в холодном состоянии с обжатием 50%- Затем
вторично нагревали в течение часа при 700° С и катали в холод¬
ную с обжатием 30%.
4-я серия. Слитки нагревали при 750° С в течение 14 ч и при
этой температуре катали в горячем состоянии.
В каждой серии прокатку вели до появления поперечных
трещин.
Рис. 45. Образование пузырей при отжи¬
ге листа, проволоки, трубы и возникнове¬
ние из этих пузырей плен
148
Результаты наблюдений
По 1-й серии. По мере прибавления А1 к простым бронзам ко¬
личество Sn должно быть уменьшено, чтобы сохранить ту же
прокатываем ость в холодном состоянии.
По 2-й серии. Горячая прокатка была менее успешной, чем
холодная, некоторые слитки оказались красноломкими. Сплавы
A3S6, A3S5 показали сильное растрескивание в первом прокате.
Сплавы A4S3, A4S4, A4S5 дали растрескивание в самом начале
обжатия. В их микроструктуре рядом с твердым раствором а
оказалась междендритная составляющая, подобная эвтектоид^м
бронзы. После 12-часового отжига при 700—750° С структура
становится однофазной в виде кристаллов полиэдрической
формы.
По 3-й серии. После 12-часового отжига при 700° С слитки
имели полиэдрическую структуру. По этому варианту они про¬
катались успешно.
По 4-й серии. Сплавы, обладающие структурой твердого ра¬
створа, представляют незначительные затруднения при про¬
катке.
Сплавы 1-й (холоднокатаные) и 4-й (горячекатаные) серий
были отожжены в течение часа при 700° С и при испытаниях на
разрыв лучшие результаты показали следующие сплавы: A3Se
(ов = 44,7 кГ/мм2\ 6 = 79,0%); A4S5 (св = 46,1 кГ/мм2\ 6 =
= 74,0%); A4S4 (<тв = 46,7 кГ/мм2\ 6 = 58,0%); A2S2 (ав =
= 44,0 кГ/мм2; б = 84,0%).
В той же работе изучались свойства оловянистых бронз с раз¬
личными добавками марганца. Принцип условного обозначения
состава сплава был тот же, что и для сплавов с добавками AI.
Например, M4S4 — сплав, содержащий 4% Мп и 4% Sn.
Слитки этой группы сплавов прокатывали в холодном состо¬
янии без отжига. Все сплавы с содержанием Мп до 4% (вклю¬
чительно) прокатались легко. Сплав M6S5 начал трещать при об¬
жатии 60%. Литая структура сплава M8Ss состояла из маточной
равновесной a-фазы и составляющей, подобной эвтектоиду 6 в
системе Си — Sn. После отжига при 800° С в течение 30 мин
структура сплава стала однородной. 2-я серия сплавов была под¬
вергнута прокатке в горячем состоянии. При этом слитки медлен¬
но нагревали до 780° С, выдерживали при этой температуре
30—40 мин и благополучно катали в горячем состоянии с сум¬
марным обжатием 80%.
При испытании на разрыв сплавов M1--4S3-6 в отожженном
состоянии после горячей прокатки они дали значения 0В и б,
близкие к тем, которые приведены для сплавов с добавками алю¬
миния после аналогичной механической и термической обрабо¬
ток.
В среднем у сплавов типа AnSm значения ов и 6 были не¬
сколько выше, чем у сплавов типа MnSm.
149
Добавки 1—4% Si к бронзе, содержащей 5% Sn, позволили
получить слитки, обладающие хорошим звоном при литье их в
металлические изложницы.
Сплав S12S1 — вязкий, катается, но при больших обжатиях
дает трещины. Сплав SiSs обрабатывается хуже, дает трещины
уже при 30% обжатия. Сплав Si4Ss не выдерживает обработки
давлением.
Рис. 46. Значения ов, б и НВ у бронз, содержащих
0—25% Sn, после отжига и закалки с 625° С и после
холодной прокатки с обжатием 50%
Приведенные выше данные позволяют сделать следующие вы¬
воды. В разделе о влиянии примесей различных элементов было
указано, что примесь алюминия в оловянистых бронзах вредно
влияет на их физико-механические свойства, поэтому случайно
попавший в бронзу алюминий надо удалять из сплава.
В описанной работе алюминий вводили в оловянистые брон¬
зы в больших количествах — от 2 до 7%. Большинство пробных
сплавов выдерживало горячую и холодную обработку давлением
удовлетворительно. В прокатанном и отожженном состояниях ав
и б дают высокие показатели.
Из работы Чадвика можно привести данные, характеризую¬
щие деформируемость и прочностные свойства бронз в зависи¬
мости от содержания в них олова и от различного физического
состояния.
150
Из бронз, содержащих 0—25% Sn, прокаткой были получены
ленточки толщиной 1,25 мм. Эти ленточки были испытаны на
твердость и разрыв по двум вариантам:
1-й вариант: ленточки перед испытанием подвергали отжигу
при температуре 625° С и закаливали, т. е. испытывали в мягком
состоянии.
2-й вариант: ленточки перед испытанием были прокатаны в
холодном состоянии с обжатием 50%.
На рис. 46 сплошные кривые (для ав, б и НВ) относятся к
1-му варианту; пунктир — ко 2-му варианту.
Как следует из диаграммы рис. 46, максимальные значения
б (у отожженных и закаленных бронз 74%) получены у бронз,
содержащих 9—11% Sn. Максимальное значение св получено у
закаленной бронзы с 21% Sn.
Холодную прокатку с обжатием 50% выдержали все бронзы
с содержанием Sn до 16% и максимальное значение св
(90 кГ/мм2) было получено у бронзы с 16% Sn.
Литейные сплавы
оловянистых бронз
В зависимости от назначения отливаемых деталей и условий,
в которых они работают, оловянистые бронзы можно разделить
на несколько групп.
Установление оптимального состава бронз для литья предме¬
тов различного назначения началось в древние времена.
Для изготовления режущего и колющего оружия применяли
бронзу с высоким содержанием олова (в большинстве случаев
13—15% Sn).
Для литья таких предметов, как кольца, браслеты, монеты,
от которых требовалось высокое сопротивление изнашиванию
от истирания, применяли бронзу с 8—12% Sn. Кроме достаточно
высокой твердости и вязкости, эти бронзы имеют красивый цвет:
с 8% Sn — красновато-желтый; с 10% Sn — оранжево-желтый; с
14% Sn — желтый. Полированные бронзы этого состава по цве¬
ту и блеску напоминали золото.
Позднее при изготовлении бронзовых кованых полос для ме¬
тательных машин («катапульт»), от которых требовалась осо¬
бенно высокая упругость, Филон Византийский советовал при¬
менять бронзу с содержанием 3—4% Sn.
Необходимо отметить, что современная стандартная бронза
Бр. ОЦ 4-3 для плоских и цилиндрических пружин содержит так¬
же 3—4% Sn. Другая бронза Бр. ОФ 4-0,25 применяется для из¬
готовления пружинящих трубок для манометров.
С развитием культуры и техники своеобразная специализа¬
ция бронз разного состава становилась все более и более опре¬
деленной.
151
Пушечные бронзы
На первой стадии применения пушки изготовляли из чугуна
и из кованого железа, на их стволы часто надевали для проч¬
ности кольца. Позднее, в XVI столетии, пушечные стволы стали
отливать из бронзы. Со средины прошлого столетия пушечные
стволы начали изготовлять из стали. От пушечной бронзы тре¬
бовалась высокая твердость; хорошее сопротивление изнашива¬
нию от истирания, достаточно высокая вязкость, чтобы ствол не
разрывало при выстреле, максимально высокая плотность литья
(отсутствие скрытых внутренних дефектов).
Кроме того, металл должен быть достаточно стойким против
коррозии.
Опытным путем было установлено, что наиболее подходящим
материалом для пушек может служить бронза, содержащая 89—
91 ч. Си и И—9 ч. Sn. Иногда в нее вводили для повышения
жидкотекучести до 2% Zn.
История пушечной бронзы с прекращением литья бронзовых
пушек не кончилась. В текущем столетии сплавы того же или
близкого к нему состава широко используют в машиностроении.
За рубежом — это группа сплавов под названием гунметалла, в
СССР —это бронзы: Бр. ОЦЮ-2; Бр. ОЦ8-4; Бр. ОЦС6-6-3;
Бр. ОЦС5-5-5; Бр. ОЦС6-6-3 и др.
По исследованиям Роу механические свойства бронзы, содер¬
жащей 87,54% Си, 10,16% Sn, 0,28% РЬ, 0,03% Fe, 1,88% Zn,
0,007% Р, 0,041% As, 0,013% Sb, оказались лучшими при темпе¬
ратуре литья 1100° С и имели следующие показатели:
Временное сопротивление разрыву, кГ/мм2 33,0
Предел упругости, кГ/мм* 18,3
Относительное удлинение, % 22
Твердость по Бринелю, кГ/мм2 80
Опыты Рольфа по изучению влияния Sb, As, РЬ на свойства
пушечной бронзы, содержащей 89—88,5% Си, 9—10%
Sn, 1,5—2,0% Zn, показали, что сурьма и мышьяк при литье в
землю оказывают неблагоприятное влияние на прочность и удли¬
нение. При литье в кокили это влияние было меньше. Присадка
свинца (до 1,5% РЬ) может улучшать значения св и 6 и обра¬
батываемость резанием; присадка Ni повышает прочностные по¬
казатели.
В прошлом пушечную бронзу плавили в открытых пламен¬
ных печах на древесном топливе. Так как сера в бронзах явля¬
ется вредной примесью, многосернистый мазут и каменный уголь
не применяли. Старую, применяемую при повторной переплавке
пушечную бронзу, принято было закладывать в печь одновремен¬
но с чистой медью, после расплавления в ванну присаживалось
предварительно подогретое олово. Количество присаживаемого
олова на 2—3% превосходило необходимое по расчету из-за не¬
152
избежных потерь олова на угаре и в сорах. Расплавленный ме¬
талл хорошо перемешивали деревянной мешалкой.
По поводу этой технологии можно сделать следующее заме¬
чание.
Одновременную закладку в печь и бронзового лома и чи¬
стой (свежей) меди нельзя признать правильной, так как это
способствует увеличению в сплаве Sn02, вредно влияющей на
свойства сплава. Необходимо вначале загрузить только чистую
медь, плавить ее под защитой древесного угля, по расплавлении
раскислить фосфористой медью и только после этого вводить
вторичный металл (лом или штыки переплава) и, наконец, перед
разливкой добавить олово.
Для бронзы этого состава рекомендуется температура раз¬
ливки 1150—1100° С. При слишком высокой температуре затвер¬
девание идет медленно, возникает обратная ликвация, появля¬
ются «оловянные пятна». Излом в медленно затвердевшей брон¬
зе проходит частично по богатому медью скелету, частично — по
богатому оловом заполнению. Там, где излом проходит по бога¬
тому медью скелету, он имеет бронзовый цвет; там, где он про¬
ходит по богатому оловом заполнению, он имеет серый цвет.
Чем медленнее происходило затвердевание, тем крупнее череду¬
ющиеся участки с бронзовой и серой окраской. При быстром
охлаждении структура мелкокристаллическая, излом имеет одно¬
родную желтовато-серую окраску. Таким образом, по виду изло¬
ма можно определить способ охлаждения бронзы после литья.
В изломе же можно обнаружить и окисленность сплава. Обога¬
щение Sn02 делает сплав бронзы низкотекучим и повышает хруп¬
кость бронзы.
Встречающееся иногда в составе бронз железо в виде до¬
бавки может влиять только на некоторое измельчение структу¬
ры и на понижение коррозионной стойкости.
Результаты изучения изменений физико-механических свойств
бронз типа ОЦ разного состава с содержанием 5—12% Sn; 0—
2 и 4% Zn; 0—0,15 и 0,3% Р; остальное — Си в зависимости от
состава можно найти в работе Томаса и Арнауда.
Прочностные показатели (<т„ и а0,2) У всех литых в кокиль
бронз (с быстрой кристаллизацией) выше, чем у бронз, литых
в землю.
Пластичность бронз (по показателям б и ф) у сплавов,
литых в кокиль, также выше до тех пор, пока они имеют одно¬
фазную структуру (Sn не больше 7%). Как только при быстром
затвердевании в структуре их появляются преждевременно вы¬
деляющиеся более твердые и хрупкие, чем твердый раствор а,
фазы, пластичность бронз (содержащих 8—12% Sn) быстро по¬
нижается.
Величина показателей механических свойств здесь тесно свя¬
зана с величиной зерна и с содержанием в структуре бронз вы¬
делений 6-фазы.
153
Колокольная бронза
Небольшие колокола употребляли при религиозных обрядах
еще в древнем Египте. Сравнительно большие колокола начали
появляться в IV—VI столетиях новой эры. Первые колокола в
Англии были отлиты в X столетии. Сохранился колокол с помет¬
кой 1296 г. Есть колокола весом до 16—17 т.
Бронза для колоколов должна обладать достаточно высокой
твердостью, чтобы давать хорошее звучание, при многочислен¬
ных ударах языка о края колокола бронза не должна давать за¬
метных деформаций, не должна быть хрупкой, не должна выкра¬
шиваться при ударах.
Содержание олова в этой бронзе выше, чем в пушечной. При¬
меси, или присадки других элементов, особенно таких, которые
приводят к образованию новых обособленных фаз, бесполезны,
а часто даже вредны. В XX столетии установлен такой состав
колокольной бронзы: 20—23% Sn и 80—77% Си. Количество по¬
сторонних примесей (Pb, Fe, Ni и др.) зависит от чистоты исход¬
ных металлов, входящих в шихту (в старых колоколах больше
примесей, чем в новых, содержание свинца в них доходит до
4%, а серебра до 1%).
Колокольную бронзу, как и пушечную, плавили в пламенных
печах на дровяном топливе. Благодаря высокому содержанию
олова его угар при плавке был очень велик. Для уменьшения
безвозвратных потерь металла от окисления и улетучивания
плавку вели с малым избытком воздуха. Для отливки больших
колоколов строили особую печь. Незадолго до отливки печь на¬
гревали в течение нескольких суток, пока она не приобретала
нужную температуру. Для удаления дымовых газов в своде та¬
кой печи делалось отверстие. Распределение пламени в печи ре¬
гулировалось шибером, помещенным в этом отверстии. Готов¬
ность печи к плавке определялась по ее накалу.
При загрузке шихты сначала загружали в печь старую брон¬
зу вместе с необходимым количеством меди. С современной
точки зрения это можно признать допустимым только в том слу¬
чае, если в составе шихты находится очень мало чистой меди.
Если свежая медь количественно превалирует над старым ме¬
таллом (ломом), то сначала надо загрузить чистую медь, рас¬
плавить ее, раскислить образовавшуюся Си20 фосфором.
Олово вводится только после полного расплавления основной
шихты. Расплав хорошо перемешивают, и литейщик берет из
печи небольшую пробу металла, после охлаждения ломает пробу
и по виду излома судит о качестве сплава. Колокольная бронза
указанного выше состава имеет в изломе желтовато-серый цвет
и плотное мелкозернистое строение. При комнатной и при высо¬
ких температурах она хрупкая и даже упомянутая выше закал¬
ка мало уменьшает эту хрупкость. Несмотря на это, из слитков
такой бронзы путем осторожной ковки под молотом изготовляют
154
сравнительно тонкостенные продолжительно звучащие музыкаль¬
ные инструменты. Скерет изготовления таких инструментов,
очевидно, основан на известном свойстве сплавов выдержи¬
вать горячую ковку в узком температурном интервале — при
темно-красном накале. Ковкость такой бронзы при более высо¬
ких или более низких температурах исчезает. По-видимому, эта
ковкость проявляется в интервале 600—700° С, когда бронза
имеет структуру а + р.
Зеркальная бронза
В древнем Египте, в Междуречье и других странах Азии зер¬
кала изготовляли из бронзы. В наше время металлические зер¬
кала находят применение лишь в ответственных оптических ин¬
струментах. Металл для изготовления зеркал должен обладать
следующими особыми свойствами:
1) высокой твердостью и однородностью состава;
2) высокой стойкостью против коррозии (не тускнеть);
3) иметь белый и вообще возможно более светлый цвет;
4) прекрасно полироваться, давая при этом идеально глад¬
кую поверхность без всяких микровыступов и углублений.
По нашим представлениям, наиболее полно может отвечать
всем этим требованиям сплав, имеющий однофазную структуру
{твердого раствора или химического соединения). Диаграмма
состояния Си — Sn говорит, что сплавы состава 27—32% Sn
в интервале температур от 720 до 600° С являются однофазными,
имея структуру твердого раствора у (на базе химического сое¬
динения электронного типа Cu3iSn8, обладающего очень высокой
твердостью).
Сплав с 32,5% Sn, будучи закален в интервале температур
600—720° С, должен иметь структуру, состоящую в основном из
кристаллов химического соединения 6 (Cu31Sn8).
Результаты химического анализа состава зеркальных бронз
приведены в табл. 30.
Таблица 30
Состав некоторых зеркальных бронз
Химический
состав.
%
Происхождение
и название бронз
Си
Sn
Ni
Pb
As
Fe
другие
элементы
Телескопное зеркало:
Ирландия .....
70,24
28,11 Следы
—
—
—
Остальное
Брауншвейг
65,1
32,8
—
—
—
—
»
Мудге
68,8
31,2
Римское металлическое
зеркало
63,4
19,0
—
17,3
—
—
Остальное
Древнеегипетское ме¬
таллическое зеркало. . .
85
14,0
—
—
—
1.0
—
155
Зеркальная тонко полированная поверхность бронзы не дол¬
жна тускнеть под длительным влиянием 02, H2S, Н20, NH3, СО2,
S02 и других газов. Иногда для повышения твердости и поли-
руемости в зеркальную бронзу вводят As, Sb, Pb, Zn, но эти до¬
бавки обычно снижают коррозионную стойкость бронзы. По
Бишофу, зеркало состава 66,3% Си, 32,1% Sn, 1,6% As вначале
обнаруживало хороший глянец и белый цвет, но через некото¬
рое время начинало тускнеть и постепенно покрываться зеленой
пленкой.
Японские круглые зеркала диаметром 16 см после отливки
сошлифовывались на глубину 0,5—2,5 мм% после чего покрыва¬
лись амальгамой из 2 ч. Sn и 1 ч. ртути.
Большого внимания заслуживают китайские металлические
зеркала («волшебные зеркала»). По Бишофу, такое зеркало
имеет состав: 80,8% Си; 8,4% Sb и 9,7% РЬ. По составу — это
не оловянкстая бронза. На обратной стороне такого зеркала
прилиты фигуры или надписи. Толстые места (т. е. там, где при¬
литы фигуры или буквы) охлаждаются при затвердевании мед¬
леннее, кристаллические зерна под ними будут крупнее. После
шлифовки и полировки крупные кристаллы будут отражать свет
иначе, чем более тонкие кристаллы. Такие зеркала можно при¬
готовить и из других медных сплавов.
Художественные бронзы
Как показывает название, эти бронзы применяют для изго¬
товления литых художественных изделий (статуй, барельефов,
кронштейнов, перил, капителей колонн, орнаментов, люстр и
других украшений общественных зданий).
Среди древнейших памятников из Египта, Междуречья и дру¬
гих стран Древнего Востока, хранящихся в музеях европейских
стран, имеется много художественных литых предметов из
бронзы.
В парижском музее имеется бронзовая женская фигура ка-
нефоры — произведение времени Ри-Агу — правителя Ларса пе¬
риода за 2000 лет до н. э. Позднее эти канефоры были преобра¬
зованы греками в «кариатиды» — статуи-кронштейны.
На о. Крит, в Микенах (Греция), Тиринфе, Трое и других
местах за 1500 л. до н. э. существовало много мастерских, где
изготовлялись знаменитые микенские бронзовые кинжалы с тон¬
кой художественной отделкой, изображавшей охоту на диких
зверей и птиц.
При изготовлении художественных бронзовых произведений
греки применяли ковку, штамповку, чеканку, волочение, тисне¬
ние, полировку, гравировку, инкрустацию, пайку, золочение, се¬
ребрение.
В эпоху высшего расцвета греческой культуры в середине по¬
следнего тысячелетия до н. э. греческие ваятели и литейщики
156
создали бронзовые статуи, красота которых поражает до сих
пор.
Художники Месопотамии уже в начале III тысячелетия до
н.э. изготовляли литые бронзовые фигуры животных. Эти ста¬
туи поражают исследователей той эпохи необычайным реализ¬
мом и тонкостью отделки.
В соседней с Арменией стране — Урарту в этот же период
древние мастера готовили художественные бронзовые отливки
по восковым выплавляемым моделям.
Для изготовления литых художественных изделий бронза —
наиболее подходящий материал. Примерно 5 тысячелетий до на¬
ших дней включительно из нее льют статуи. Причина этого за¬
ключается в следующем. Как литейный материал бронза обла¬
дает высокой жидкотекучестью, она хорошо заполняет самые
сложные формы, обладает небольшой усадкой при затвердева¬
нии, имеет относительно невысокую температуру плавления, вы¬
держивает разные виды обработки (ковку, чеканку, резание,
гравировку), хорошо сопротивляется изнашиванию от истира¬
ния, отличается высокой коррозионной стойкостью, имеет краси¬
вый цвет. Однако красивый натуральный цвет бронзы через не¬
которое время изменяется: поверхность бронзы начинает темнеть
и приобретает своеобразную окраску с зеленоватым приятным
оттенком. Естественное агрессивное влияние на бронзу окружаю¬
щей среды в течение столетий создает на ее поверхности плот¬
ную корочку продуктов химического воздействия в виде так на¬
зываемой «патины» разных оттенков — от светло-голубых и зе¬
леных до коричневых и даже черных. Чаще всего благородная
патина имеет малахитово-зеленые и зеленовато-голубые оттенки.
Патина образуется в основном окислами и углекислыми солями
металлов, входящих в бронзу.
Воздух промышленных городов часто содержит сернистые
соединения, сообщающие патине черный цвет. Разрушение брон¬
зовых предметов идет наиболее сильно под влиянием соединений
хлора, а также в случае образования голубой патины Коха, воз¬
никающей от действия углекислого натрия.
В последнее время при литье художественных предметов
применяют бронзы, содержащие цинк в значительных количест¬
вах (до 10%).
Цинк в бронзах, с одной стороны, повышает жидкотекучесть,
снижает температуру плавления, хрупкость и стоимость; с дру¬
гой стороны,— понижает прочностные свойства, сопротивление
изнашиванию от истирания, придает бронзе менее красивый
цвет.
Четвертым компонентом, вводимым в эти сплавы, часто бы¬
вает свинец. Содержание свинца приводит к дальнейшему по¬
вышению жидкотекучести бронзы и облегчает обработку литых
деталей резанием и гравировку. В отличие от вьющейся струж¬
ки бессвинцовистой бронзы стружка свинцовистой бронзы колю¬
157
щаяся. Свинец делает бронзу хрупкой и увеличивает ее склон¬
ность к ликвации. Поэтому присадку свинца ограничивают не¬
большими количествами (1—3%).
В лучших новых художественных бронзах 80—90% Си;
3—8% Sn; 1—10% Zn; 1—3% Pb.
Китайские и японские бронзы, особенно идущие на изготов¬
ление ваз, чаш и других художественных предметов, на черном
фоне которых кладутся украшения из золота и серебра, содер¬
жат много свинца.
Морин готовил подобные бронзы из сплава с 83% Си, 5% Sn„
2% Zn, 10% Pb и нашел, что они при нагревании в муфеле легко
приобретают красивый черный цвет.
Бронза Морина при слишком горячем литье сильно ликви-
рует и дает непрочные, непригодные изделия.
В табл. 31 приведен состав бронз, предназначаемых для из¬
готовления особо художественных изделий, имеющих золотистый
цвет.
Таблица 31
Состав высокохудожественных бронз, %
Наименование бронз
Си
Sn
Zn
Мангеймское золото, или «симилор» . . . .
83,7
7.0
9,3
Орейде
80,5
5,0
14,5
Золотистая бронза для изготовления золоче¬
ных бронзовых люксембургских изделий . . .
58,0
16,7
25,3
Золотая бронза, или «хризокальк»
90,5
6,5
3,0
В 1953 г. во Франции была выкопана древняя кратера в фор¬
ме вазы весом примерно 210 кг, изготовленная из бронзы, содер¬
жащей 7—11,3% Sn.
Монетные и медальные бронзы
С древних времен бронзу применяли для изготовления де¬
нег. Табл. 32 дает характеристику состава, времени и места из¬
готовления и применения этих бронз.
Таблица 32
Примерный химический состав старых монет
Состав, %
Монетная бронза разных времен
Си
Sn
zn
Pb
Fe
I. Древнегреческие монеты
Староаттические
Александра Македонского
88,5
87,4
10,0
10,3
—
1,5
2,3
—
158
Продолжение табл. 32
Монетная бронза разных времен
Состав, 1
%
Си
Sn
Zn
Pb
Fe
Гиерона I из Сиракуз
94,2
5,5
0,3
Филиппа Македонского
85,7
11,1
—
2,8
0,4
II. Римские монеты
Римский «асс» (500 л. до н. э.)
69,7
7,2
21,8
0,5
Монеты времен императора Августа . . .
79,3
—
20,7
—
—
Монеты времен императора Нерона . . .
81,1
1.1
17,8
—
—
Монеты времен императора Трояна . . .
88,6
1,8
7,6
2,2
0,3
Монеты времен императора Гордия . . .
80.1
9,1
—
10,9
—
III. Монеты и медали новых времен
Медные разменные монеты в Германии,
Англии, Франции, Швейцарии, Испании и
др. странах
95
4
1
—
—
Медные разменные монеты в Италии
96
4
—
—
—
То же, в Дании
Французская медальная бронза
90
5
5
—
—
95
5
—
—
—
Особая медальная бронза
97
2
1
—
—
За последние годы в ряде государств, в том числе в СССР,
получили широкое распространение мелкие разменные монеты
из алюминиевой бронзы.
Машинные бронзы
При изготовлении литых деталей машин бронза — весьма
подходящий материал: она придает деталям изящный вид, сооб¬
щает им высокую коррозионную стойкость. Практическую цен¬
ность придают этим бронзам их высокие антифрикционные свой¬
ства, особенно в тех случаях, когда изготовленные из них
детали работают на износ от истирания в паре со стальными ча¬
стями. В подобных случаях из бронзы делают те детали, кото¬
рые при износе сменять проще, скорее и выгоднее, чем работаю¬
щие с ними в паре другие детали (тяжело нагруженные валы
прокатных станов, двигателей и т. д.).
Чисто оловянистые бронзы в этой группе отсутствуют; в по¬
давляющем большинстве эти бронзы, содержащие олова не
более 10%, содержат цинк и свинец. Высокооловянистые бронзы,
содержащие до 20% Sn, применяют только для изготовления
деталей, работающих на истирание под очень большой нагруз¬
кой: подпятники тяжелых кранов, разводных мостов, зеркала
золотников паровых машин и т. п.
От машинной бронзы требуется хорошая обрабатываемость
резанием, высокая плотность отливок — гидроплотность (осо-
159
бенно для водяной, паровой, газовой арматуры, работающей
под большим давлением), механическая прочность. При выборе
состава машинных бронз имеет большое значение их стоимость
с учетом все возрастающих цен на олово. По этой причине в их
составе широко используют цинк и свинец. Введение этих ком¬
понентов повышает жидкотекучест'ь бронз, улучшает антифрик¬
ционные свойства, повышает плотность отливок, улучшает их
обрабатываемость резанием. Однако при введении в бронзу
свинца приходится учитывать, что при повышенном содержании
свинца бронза становится хрупкой. По этой причине нельзя до¬
пускать больших добавок свинца при изготовлении деталей, ис¬
пытывающих ударную нагрузку, подвергающихся перегибам.
Бронза кристаллизуется из расплавленного состояния с обра¬
зованием дендритных кристаллов и междендритной рассеянной
усадочной пористости. Обогащенная свинцом, оставшаяся в кон¬
це кристаллизации жидкая часть расплава, обладающая повы¬
шенной жидкотекучестью, оказавшаяся замкнутой в футляре из
затвердевшего металла, под давлением сжатия затвердевающего
слитка может проникать через микропоры и заполнять их. По¬
этому свинцовистые бронзы приобретают более плотное строе¬
ние, отвечающее требованиям гидроплотности. Отсюда возни¬
кает идея о возможности повышения гидроплотности бронз пу¬
тем погружения литых деталей в ванну с расплавленным
свинцом. Если из герметически закрытой ванны с заложенными
в нее деталями удалить воздух, то при некоторой выдержке под
вакуумом можно из этих деталей частично удалить воздух и
другие газы, находящиеся в усадочных (и газовых) порах. Если
после этого в ванну залить до полного погружения деталей- рас¬
плавленный свинец и затем поднять давление в ванне до не¬
скольких атмосфер, то можно предполагать, что свинец под дав¬
лением начнет проникать в поры, увеличивая гидроплотность де¬
талей. По этому принципу, как известно, производится пропитка
специальными лаками пористых литых деталей из авиационных
легких сплавов.
Роу приводит данные о бронзе для червячных колес состава:
10—13% Sn; 0—2% Zn; 0—1,0% Р; 0,40% Ni; остальное —Си.
Строение этой бронзы — кристаллы a-твердого раствора и
эвтектоид. До 0,03% Р входит в раствор, при большем содержа¬
нии фосфора образуется Си3Р и фосфИдная эвтектика.
Опыты показали, что в бронзах Бр.ОЮ, Бр.ОЦЮ-2, Бр.ОЦ8-4
присадки Zr, В, Ti увеличивают количество эвтектоида а+6 и
в оловянистых бронзах литая столбчатая структура предпочти¬
тельнее равноосной, в которой сильнее проявляется рассеянная
пористость.
Zn улучшает сопротивление износу от истирания, повышает
твердость a-кристаллов, улучшает литейные свойства (жидкоте-
кучесть, плотность). При значительных присадках Zr фосфор не
применяют. Zn и Р легко образуют соединение Zn3P2 с темпера¬
160
турой плавления около 420° С. Возможно, это соединение в со¬
четании с другими фазами расплава может образовывать лег¬
коплавкие эвтектики и, входя в состав межкристаллитного ве¬
щества, вызывать резкое снижение ковкости, ударной вязкости
и прочности.
Отливка в песок дает недостаточную твердость и плотность
с возможной пористостью. Строение при этом крупнозернистое,
неравномерное, с проявлением ликвации.
Отлизка в тонкостенные кокили создает неравномерное
охлаждение и частично помогает ликвации; тяжелые кокили со¬
действуют появлению хрупкости и радиальных трещин, но во¬
обще кокильное литье обеспечивает более плотное строение
бронзы и мелкозернистую структуру, повышенную твердость и
удлинение.
Литье под давлением при недостаточном подогреве формы
(ускоренном охлаждении) дает усадочные пустоты и пористость,
при высокой температуре форм получается крупнокристалличе¬
ская дендритная структура. В целом же распределение зерен
наиболее благоприятное, показатели механических свойств вы¬
ше, чем при описанных способах литья.
Центробежная отливка деталей создает плотное литье.
Последние данные (1964 г.) содержат дополнительные све¬
дения о литье машинной бронзы состава: 88% Си; 10% Sn;
2% Zn; без присадок Ni и с присадками до 2,0% Ni.
Указанная бронза для гидроплотного литья пригодна только
в случае присадки свинца. Присадка к ней никеля улучшает
прочностные свойства сплава, снижает чувствительность сплава
к толщине, улучшает структуру сплава. Но присадка Ni приво¬
дит к появлению неплотной пористости в средней части отливки.
При высокой температуре литья между столбчатыми кри¬
сталлами могут появляться горячие трещины. Наиболее чувст¬
вительны к температуре литья тонкие сечения.
Изучение влияния Al, Sb, As, Bi, Fe, Mn, Si, S и P показало,
что почти во всех случаях они понижают прочностные свойства.
Например, содержания 0,005% А1 и 0,005% Si приводят
к большому снижению относительного удлинения. В сплаве со¬
става 85% Си, 5% Sn, 5% РЬ, 5% Zn при присадке 2% Ni по¬
ристость повышается с возрастанием содержания фосфора. Ре¬
комендуется понижение количества остающегося в сплаве фос¬
фора от 0,01 до 0,015%;. Пористость — это следствие влияния
формы отливок, она возникает в случае, когда содержание Sn
и Zn в сумме превосходят при тонкостенном литье 12%, а при
толстостенном — 10%.
Гидроплотность в тонких сечениях зависит от содержания РЬ,
в толстых сечениях — от реакций между металлом и материа¬
лом формы, обусловливающих пористость.
Наивысшие значения ав достигают при содержании в сплаве
6—8% Sn и 2—3% Zn.
11 Д. И. Сучкой
161
* Содержание Pb до 5% в тонкостенных и до 3% в толстостен¬
ных поперечных сечениях на понижение значений св заметного
влияния не оказывает.
Присадка Ni улучшает распределение РЬ в толстостенных и
плохо питаемых при затвердевании частях отливок.
В сплаве, содержащем 8% Sn и 4% Zn остальное — Си, при
возрастании содержания Si (от 0 до 1%) происходит увеличение
6-фазы. В результате гидроплотность понижается на 90%; ав
и ат на 25%; 6 на 30%.
Даже присадки Ni в сплавах, содержащих Si, не улучшают
их гидроплотность.
Влияние Pb, Р и Zn на ов и на макроструктуру относительно
мало.
В сплавах, содержащих РЬ, влияние Si вредно: Si усили¬
вает возможные реакции между жидким расплавом и материа¬
лом формы, которые приводят к усилению пористости и к пло¬
хому состоянию поверхности отливки. В свинцовистых бронзах
с 8—127о РЬ содержание 0,002—0,005% Si при высокой темпе¬
ратуре литья приводит к заметной реакции, возрастающей с уве¬
личением содержания РЬ. Эта реакция возникает при содержа¬
нии Zn свыше 0,5% и фосфора ^ 0,06%.
В тонкостенном литье при 1050° С взаимодействие между рас¬
плавом и формой замедляется.
Фосфористая бронза
Анализы древних бронз показывают в ряде случаев присут¬
ствие в них фосфора. Так как фосфор был открыт в 1669 г., то
нет никакого сомнения в том, что фосфор в древние бронзы мог
попадать только как случайная примесь в сложной руде, при¬
менявшейся в качестве исходного материала при извлечении
меди, или же в виде специальной добавки такой руды при плав¬
ке бронзы.
По даным Руольца и Фонтенея, во французских военных ли¬
тейных мастерских присадку фосфора к бронзам применяли уже
в 1854 г. Во всеобщее употребление присадка фосфора в бронзу
вошла в 1875 г.
Многочисленные испытания бронз показали, что временное
сопротивление разрыву (ав) в чистооловянистой бронзе с
10% Sn благодаря соответствующей присадке фосфора может
быть повышено примерно на 30% без понижения вязкости и пла¬
стичности. Опытами было установлено, что фосфористая бронза
под действием серной кислоты разъедается лишь наполовину,
а под действием морской воды — на */з по сравнению с чистой
медью. Однако благоприятное влияние присадок фосфора в ли¬
тейных бронзах сказывается до тех пор, пока содержание фос¬
фора не превышает примерно 2%. При пересыщении бронзы
162
фосфором (при содержании его;> 3%) бронза становится хруп¬
кой, непригодной к употреблению.
Максимальное содержание фосфора в литейных стандартных
бронзах, как правило, не превышает 1,2%.
Бр.ОФЮ-1 относится к группе бронз с высокими антифрик¬
ционными свойствами; высокотвердые фосфиды бронзы повы¬
шают твердость бронзы, повышают ее сопротивление износу от
истирания. Влияние различных присадок фосфора к оловяни-
стым бронзам при содержании 4,0—20% Sn показано на рис. 47.
Подшипниковые (антифринционные)
бронзы
Проф. А. К. Зайцев указывал, что трущиеся опорные части
(подшипники и подпятники) или же направляющие части (па¬
раллели, ползуны, втулки, поршни с кольцами, сальники, экс¬
центрики и т. п.) представляют в машинах и механизмах уязви¬
мые места.
Основоположник гидродинамической теории смазки машин
Н. П. Петров в 1882 г., говоря о роли смазки колес подвижного
состава железных дорог, указывал, что 7з всей работы тратится
на трение в осях, что на бумагопрядильных фабриках до 3Д всей
работы идет на преодоление трения веретен и других меха*
низмов.
На современных текстильных фабриках общие потери на тре¬
ние в машинах иногда достигают 85%.
Одним из важнейших показателей, определяющих размеры
этих потерь, служит коэффициент трения.
У различных подшипниковых или антифрикционных сплавов
значение коэффициента трения со смазкой изменяется от 0,013
до 0,004.
а
11*
163
Рис. 47. Влияние различных присадок фосфора (0—3%) в литых в ко¬
киль оловянистых бронзах при содержании 4—20% Sn по Хансену и
Уолполу. На рисунке даны кривые одинаковых значений:
а — ав, кГ/мм7; б ~ в, %
По А. К- Зайцеву, коэффициент трения в подшипниках сколь¬
жения в момент пуска машины может быть 0,2, а при чисто жид¬
костном трении он снижается до 0,001, т. е. уменьшается не менее
чем в 100 раз (даже 200 раз).
Если при этом учесть еще технико-экономические показатели
(количество простоев на производстве и транспорте, связанных
с авариями из-за неисправности подшипников, со сменой под¬
шипников; исчисляемое миллионами количество работающих
подшипников), то станет ясно, какое важное значение в масшта¬
бе всего народного хозяйства имеет качество подшипниковых
материалов.
Подшипниковые материалы должны иметь в зависимости от
условий работы по Зайцеву:
1. Хорошую начальную прирабатываемость в работе.
2. Высокую антифрикционность, т. е. наименьшее трение.
3. Способность выдерживать нагрузку, скорость и темпера¬
туру без выдавливания, размягчения и выкрашивания.
4. Достаточную пластичность для автоматического 'выравни¬
вания нагрузки и смягчения ударов.
5. Способность давать самосмазывающие или легко притира¬
ющиеся продукты истирания коллоидного характера, которые
могут сберечь шейку вала от износа даже при затрудненной
смазке.
6. Твердость ниже, чем у шейки; в то же время она должна
возможно меньше падать с нагреванием.
7. Высокую теплопроводность, чтобы хорошо отводить тепло¬
ту трения.
8. Общедоступность по цене, по технологии изготовления, по
ремонту и при замене.
9. Хорошие литейные свойства: сплав должен быть жидкоте¬
кучим, не склонным к ликвации, расслоению, поглощению газов
и коррозии.
10. Пластичность, позволяющую изготовлять из сплава точ¬
ные толстостенные вкладыши штамповкой или прокаткой, и тон¬
костенные прокладки на вкладыши путем последующей штам¬
повки.
11. Достаточную выносливость или сопротивление усталости.
12. В случае ударной нагрузки достаточную вязкость.
13. Микропористость или микрокапиллярность, способствую¬
щую удержанию смазки.
Вопрос о том, какую структуру должен иметь подшипниковый
металл с высокими антифрикционными свойствами, несмотря на
открытие Баббитом в 1839 г. прекрасного антифрикционного
сплава (83% Sn; 11% Sb; 6% Си — современный баббит Б-83),
долгое время оставался неясным и только © 1897 г. Шарпи впер¬
вые установил, что антифрикционный сплав должен состоять из
основной пластичной массы, в которой в виде островков вкрап¬
S64
лены твердые зерна. Многолетняя практика подтвердила пра¬
вильность выводов Шарпи.
Типичная структура баббита Б-83 представлена на. рис. 48.
Как видно на рисунке, она полностью соответствует «правилу
Шарпи». Здесь имеются очень твердые игольчатые кристаллы и
звездочки Cu3Sn; менее твердые кристаллы в виде кубов —
SbSn. Остальную массу составляют мягкие, пластичные кристал¬
лы твердого раствора Sn и Sb в Си.
На рис. 49 схематически представлена картина приработки
шейки ©ала к подшипнику. В начале работы «шероховатые» пос¬
ле обточки поверхности шейки ва¬
ла и подшипника цепляют друг
друга своими неровностями. На
участках мягкой составляющей
кристаллы последней истираются
быстрее и над ними образуются
незначительные впадины.
Вся нагрузка шейки вала пе¬
редается на выступающие кри¬
сталлы твердой составляющей
(«опорные кристаллы»). Будучи
твердыми, они наподобие камней
булыжной мостовой начинают
слегка скалываться по кромкам,
округляться. Поверхности опор¬
ных кристаллов становятся вы¬
пуклыми. Поверхность шейки ва¬
ла также истирается, сглаживает¬
ся, соприкосновение поверхностей шейки вала и подшипника
становится гладким и ровным.
Хорошая прирабатываемость, плавная спокойная и продол¬
жительная работа в очень многом зависит не только от фазового
состава, но и от структурного строения подшипникового мате¬
риала.
Наиболее благоприятной для работы будет структура макси¬
мально однородная, относительно мелкозернистая, с равномер¬
ным распределением зерен структурных составляющих.
В оловянистых бронзах могут быть включения фаз с очень
высокой твердостью: кристаллы Sn02 в пережженных бронзах
(по А. К- Зайцеву) имеют показатель микротвердости по Бир-
бауму 5390. Аналогичные показатели твердости закаленной стали
в плитках Иогансона дают лишь 2229. Это значит, что включения
Sn02 по отношению к шейке вала даже из закаленной стали
окажутся абразивным материалом, что может ускорить износ
шейки вала.
Поэтому при изготовлении ответственных подшипников из
оловянистой бронзы с повышенным содержанием Sn (8—10% й
более) следует избегать применения в шихту чрезмерно большо-
165
Рис. 48. Типичная микрострукту¬
ра баббита Б-83. X 200
Го количества бронзового лома из многократно переплавляв¬
шихся деталей, обогащенных включениями Sn02, а при плавке
бронзы тщательно оберегать ее от окисления и путем введения
добавок фосфористой меди в расплав перед разливкой стремить¬
ся к удалению S11O2 в шлак с помощью офлюсования. В процес¬
се работы между шейкой вала и подшипником образуется тонкий
кольцеобразный зазор, заполненный смазочным маслом, в кото¬
ром взвешены истертые (дисперсно мелкие) частички материала
подшипника и шейки вала.
В конечном счете приработавшийся к подшипнику вал при
своем вращении скользит по гладко отполированным выпуклым
поверхностям опорных кристаллов. Если в результате неодина¬
кового истирания или по другим причинам удельная нагрузка на
отдельные опорные кристаллы увеличится, они могут немного
вдавиться © мягкую пластичную составляющую, что будет спо¬
собствовать более равномерному распределению нагрузки на
остальные опорные кристаллы
В связи с дефицитностью и высокими ценами на олово по¬
требление бронзы как подшипникового материала за последние
40 лет значительно сократилось благодаря применению безоло-
вянистых сплавов. В настоящее ©ремя в ГОСТ 613—41 указаны
в качестве материалов для изготовления подшипников и дета¬
лей, работающих на трение, сплавы марок: Бр.ОЦС6-6-3,
Бр.ОЦС5-5-5, Бр.ОЦС4-4-17, Бр.ОС8-12, Бр.ОС5-25, Бр.ОС7-17,
Бр.ОСЮ-Ю.
При изучении степени износа от истирания и механических
свойств железнодорожной подшипниковой бронзы при различ¬
ных температурах были испытаны 2 группы сплавов.
166
Рис. 49. Схематическое изображение процесса при¬
работки шейки вала к подшипнику:
а — перед началом работы; б — после окончательной при¬
работки; / — шейка вала; 2 — подшипник; 3 — мягкие
кристаллы; 4 — твердые кристаллы; 5 — жидкий слой
смазки и коллоидных продуктов истирания
Группа I. Содержание меди и олова было в отношении
Си : Sn = 92,5: 7,5, а содержание свинца колебалось от 0,25
до 25%.
Группа II. Содержание меди и олова было в отношении
Си : Sn = 84: 16, а содержание колебалось от 0 до 10%.
Пробные сплавы отливали в землю и © кокиль. Оказалось,
что кокильное литье истирается быстрее, чем литье в землю. Но
кокильное литье лучше сопротивляется ударным нагрузкам и
дает более высокие значения прочности на разрыв в интервале
температур 20—315°С. В сплавах с практически постоянным от¬
ношением Си: Sn возрастающее содержание РЬ вызывает общее
повышение стойкости против износа. Эта особенность резко про¬
явилась в бронзах, содержащих РЬ от 12 до 25%. Одновременно
с этим в них наблюдалось понижение ударной вязкости и проч¬
ности.
В сплавах с практически постоянным отношением Си : РЬ
возрастание содержания Sn (от 0,7 до 5%) дает заметное сниже¬
ние износа от трения качения и скольжения без масла и общее
повышение стойкости против износа.
Дальнейшее увеличение содержания олова от 5 до 10% не¬
значительно повышает сопротивление износу, но обеспечивает
более высокие значения ов (кГ/мм2) и ударную вязкость
аи (кГм/см2).
Там, где преобладает требование малого износа, высокосвин¬
цовистые бронзы заслуживают предпочтения.
Во все сплавы подшипниковых бронз свинец входит как обя¬
зательный компонент и у многих сплавов в больших количествах
(более 20%).
Какую же роль играет свинец в подшипниковых бронзах?
Во всех свинцовистых подшипниковых бронзах почти весь
свинец обособлен в виде составляющей, затвердевающей благо¬
даря легкоплавкости в последнюю очередь, обволакивающей ра¬
нее выделившиеся кристаллы твердых составляющих или равно¬
мерно заполняющей промежутки между дендритами твердого
скелета (если нет ликвации или расслоения сплава при кристал¬
лизации).
Мягкая свинцовистая составляющая образует в структуре
сплава как бы буферный слой между шейкой ©ала и относитель¬
но твердыми кристаллами (или кристаллическим скелетом), вос¬
принимающими на себя давление шейки вала и толчки, сообщае¬
мые ею подшипнику при работе.
Вращающаяся в подшипнике шейка вала истирает соприка¬
сающиеся с ее поверхностью участки свинцовистой составляю¬
щей больше, чем более твердые «опорные» кристаллы или денд¬
ритный скелет. По мере изнашивания свинцовистой составляю¬
щей нагрузка на опорные выступающие кристаллы увеличивает¬
ся. Под влиянием этой нагрузки и возможных толчков (ударов)
эти кристаллы несколько вдавливаются в окружающую массу
167
мягкой свинцовистой составляющей. Последняя слегка выдавли¬
вается, прижимается к шейке вала, и удельное среднее давление
на выступающие кристаллы снижается. Снова начинается исти¬
рание свинцовистой составляющей и повторяется описанный вы¬
ше процесс. В результате истирание твердых опорных кристал¬
лов уменьшается. Масса из смазки и дисперсномелких частичек,
в основном состоящих из свинца, заполняет тонкий кольцевой за¬
зор между шейкой и подшипником.
При пуске машины или при задержке смазки подшипник мо¬
жет нагреваться до температуры, близкой к температуре плавле¬
ния свинца; тогда эта масса, придя в близкое к жидкому состоя¬
нию, может ла непродолжительное время сыграть роль смазки.
Здесь уместно привести несколько слов о группе фасонных
деталей, работающих на износ от истирания (подшипники, втул¬
ки, кулачки, храповики и др.)» изготовляемых металлокерамичес¬
ким путем. «Самосмазывающиеся» подшипники прессуются в спе¬
циальных формах из медно-оловянисто-графитовой порошкооб¬
разной смеси. При спекании в газонаполненной печи в интервале
температур 760—870° С подшипник получается пористым — поры
занимают 20—30% его объема. После спекания подшипник по¬
гружается в смазочное масло и выдерживается там до насыще¬
ния. Такой подшипник в случае «непредвиденного прекращения
доступа смазки обычным путем может долгое время работать без
аварии за счет смазки, содержащейся в его порах.
Различные виды
термической обработки
оловянистых бронз
Гомогенизирующий отжиг
Как указывалось раньше (см. стр. 112), одно из отличитель¬
ных свойств оловянистых бронз — сильно выраженная неодно¬
родность структуры их как в слитках деформируемых бронз, так
и в фасонных отливках.
Устранение указанной неоднородности состава и структуры в
разных частях объема деформируемых слитков для повышения
пластичности бронз при холодной обработке давлением, а в фа¬
сонных отливках для .повышения прочности, ударной вязкости
и составляет главную задачу, разрешаемую с помощью гомоге¬
низирующего отжига.
Длительный гомогенизирующий отжиг в интервале 700—
750° С приводит к максимальному переводу в твердый раствор
всех преждевременно выделившихся твердых и хрупких фаз
(рис. 50). Последующая закалка позволяет фиксировать струк¬
туру, свойственную бронзе при рассматриваемой температуре в
равновесных условиях. Максимально высокая конечная плас¬
тичность бронзы может быть получена в том случае, если после
168
первого периода нагрева при 700—750° С температуру снизить до
625—600° С и при этой температуре закалить. В этих условиях в
бронзах, содержащих до 15% Sn, структура будет состоять толь¬
ко из пластических кристаллов a-твердого раствора. У бронз,
содержащих олова более 15%, содержание кристаллов р-фазы
будет тем меньше, чем ближе температура закалки к 590° С
(температуре эвтектоидного распада р->-а + *у)-
Поэтому литым фасонным деталям из высокооловянистых
бронз, работающих с ударными знакопеременными нагрузками,
для повышения предела их усталостной прочности и вязкости по¬
лезно давать гомогенизирующий отжиг и закалку при темпера¬
туре около 600—650° С.
Опыты автора с гомогенизирующим отжигом при 750° С в те¬
чение 24 ч литой бронзы с 12% Sn показали, что конечная струк¬
тура этой бронзы, вначале бывшая двухфазной, стала однофаз¬
ной: она состояла из крупных кристаллов a-твердого раствора с
отчетливо видными двойниками. Образцы такой бронзы выдер¬
жали холодную осадку под вертикальным прессом почти без
появления трещин с обжатием до 69% (по высоте).
По А. Ледебуру твердость литой быстро охлажденной бронзы
относится к твердости литой и отожженной бронзы как 4:3.
Внутренние напряжения в литых бронзовых предметах быстро
исчезают при нагревании выше 400° С. Для этого достаточно от¬
жига при 550° в течение часа.
Однако благотворное влияние отжига на структуру и свойст¬
ва литых бронз сказывается не на все бронзы и не во всех
случаях.
Леви и Хоронжек пытались путем нормализующего отжига
повысить показатели механических свойств бронзовых вклады¬
160
Рис. 50. Микроструктура бронзы с 10% Sn. х 250:
а — литое негомогенезированное состояние по Шиммелю; б —
после 48-часового отжига при 700° С; гомогенная структура
нз смешанных кристаллов a-твердого раствора; черные
точки — поры
шей, содержащих 84,3% Си; 4,68% Sn; 5,9% Zn; 4,7% Pb,
остальное—примеси, забракованных по пористости и окисным
включениям.
Отжиг бронзы производился при температуре 600—650° С и
не дал положительных результатов.
Механические примеси, нерастворимые окислы и другие со¬
единения, многочисленные мельчайшие поры газового и усадоч¬
ного происхождения, наконец, содержащийся в бронзе свинец,
нарушают тесный контакт между соседними участками структу¬
ры с неоднородным составом и препятствуют свободному про¬
теканию выравнивающих состав диффузионных процессов.
Обычная хорошая плотная чушковая бронза с высокими ме¬
ханическими свойствами содержит кислорода всего около 0,001 %
и водорода — около 0,0002%.
В дефектном же литье было обнаружено 0,01—0,013% 02 и
до 0,0008% Н2.
Воднев и Петровский, изучая влияние отжига на плотность
и механические свойства бронзовых отливок из Бр.ОЦЮ-2,
установили, что термическая обработка повышает плотность
бронзовых отливок, улучшает их механические свойства, вырав¬
нивает состав, переводит дендритную структуру в полиэдриче¬
скую.
Для отжига отливок из Бр.ОЦЮ-2 они рекомендовали следу¬
ющий режим: I) нагрев до 600—700° С, выдержку при этой тем¬
пературе 3—5 ч (в зависимости от величины изделия и от содер¬
жания олова в сплаве); 2) нагрев отливок, начиная с температу¬
ры около 200° С, производить со скоростью не более 100° С в час;
изделия укладывать в печи <в один ряд для равномерности про¬
грева и предупреждения коробления.
Промежуточный отжиг
при получении полуфабрикатов
ив деформируемых оловянистых
бронз
При промежуточном отжиге после холодной обработки давле¬
нием оловянистых бронз иногда проявляется «вредное влияние
остаточных упругих напряжений, возникающих при разных опе¬
рациях обработки. Под влиянием этих напряжений при недоста¬
точно осторожном нагреве холоднодеформированных заготовок
возникают трещины, вызывающие брак. На стр. 147 указана схе¬
ма холодной прокатки литых кругов бронзы Бр.ОФ6,5-0,4.
После последней (8-й) холодной прокатки кругов при отжиге
были случаи брака в виде трещин, самопроизвольно возникав¬
ших во время пребывания кругов в печи. Трещины появлялись
на наружной окружности круга, где при холодной прокатке воз¬
никали, очевидно, наибольшие остаточные упругие напряжения
(рис. 51).
170
Другим фактором, влияющим на образование трещин на кру¬
гах при отжиге, был чрезмерно быстрый нагрев их при отжиге.
Температура в камерной печи при посадке была ме меньше
600° С. Кромки кругов вблизи задних стенок печи и верхние кру¬
ги под влиянием раскаленных стенок и свода грелись сильнее
остальных: нагрев кругов был односторонним.
Трещины на кругах перестали появляться, когда стали сажать
круги в печь при температуре не более 370° С, выдерживать
20 мин при этой температуре и затем медленно поднимать тем¬
пературу.
Наблюдались случаи саморастрескивания «резки» тех же
кругов. Прокатанные круги толщиной 4,75 мм, с наружным диа¬
метром 1050 мм после отжига подвер¬
гались разрезке по спирали на осо¬
бых дисковых ножницах, причем отре¬
заемая заготовка («развертка») сече¬
нием 4,75 X 5,5 мм сматывалась на
приводную «фигурку» в бухту. При
разрезке и намотке эта заготовка при¬
обретала довольно сильный наклеп и
остаточные упругие напряжения. Свер¬
нутая в бухту «резка» направлялась в
раскаленную печь для отжига.
Было несколько случаев, когда при
отжиге «резка» подвергалась само¬
произвольному растрескиванию и вме¬
сто целых бухт из печи вынимали мно¬
гочисленные короткие концы. Брак был
ликвидирован в результате изменения
режима отжига.
Были случаи саморастрескивания прутков при отжиге брон¬
зы Бр.0ф7-0,2.
При лабораторных испытаниях на образцах прутков диамет¬
ром 35 мм, длиной 250 мм, со степенью обжатия при волочении
22%, при нагревании в печи в течение 60 мин в интервале темпе¬
ратур 230—280° С были обнаружены трещины.
На прутках, которые до отжига пропускались до 4 раз через
роликовую правилку, трещин не появилось.
Опыты показали, что прутки, получившие суммарное обжа¬
тие 30%, при отжиге не растрескивались, так как правка без об¬
жатий только усиливает склонность к растрескиванию.
Общепринятые температуры отжига в производстве прово¬
локи из бронз Бр.ОФ6,5-6,4 и Бр.ОЦ4-3 приведены в табл. 33.
Производство некоторых ответственных изделий из тонкой и
тончайшей проволоки и ленты, например тканых сеток для бума¬
годелательных машин, требует, чтобы необходимая проволока из
бронзы, меди, томпака, монеля, платины и других сплавов обла¬
дала максимальной однородностью физико-механических и хи-
Рис. 51. Форма трещин при
самопроизвольном растрес¬
кивании при отжиге холод¬
нокатаных кругов из Бр.
ОФ 6,5-0,4
171
Таблица 33
Температура отжига (°С) проволоки и прутков из бронзы
Диаметр, мм
Марка
прутков
>50
30—50
15—30
< 15
Бр. 006,5-0,4 .... — — — —
Бр. ОЦ4-3 680—700 650—700 650—680 630—680
Продолжение табл. 38
Диаметр, мм
Марка
проволоки
>10
5—10
1—5
0.5—1 .0
<0.5
Бр.ОФб,5-0,4 650—700 600—650 550—600 500—550 500
Бр. ОЦ4-3 — — — — —
мических свойств. Для удовлетворения этих требований метал¬
лоткацкая проволока с 1930 г. по инициативе автора отжигается
в специальных трубчатых протяжных электронагревательных
печах с постоянной скоростью с одновременным пропуском в печь
нескольких проволок.
Тонкая проволока из платиновых металлов для изготовления
сеток отжигается таким же непрерывным путем, но нагрев про¬
волоки осуществляется пропусканием через нее электрического
тока, накаливающего нити до необходимой температуры на опре¬
деленной длине между специальными клеммами.
Тем же методом непрерывного отжига с помощью электро¬
сопротивления © 1956 г. С. А. Кушакевич и М. М. Лазарев пред¬
ложили отжигать ленты латунных сплавов, предварительно ис¬
пытав это в производственных условиях на опытной установке на
ленте ЛТ90 толщиной 0,3—0,35 мм.
Работы по изучению «влияния термической обработки литей¬
ных бронз на их физико-химические свойства позволяют сде¬
лать следующие выводы.
Если от машинных бронз требуется главным образом высо¬
кое сопротивление износу от истирания, то устранение отжигом
6-составляющей и приведение структуры к равновесному со¬
стоянию уже нежелательно; лучше сохранить неустойчивую
структуру, сочетающую относительно пластичные кристаллы ос¬
новного твердого раствора и включения ©ысокотвердых фаз,
преждевременно выделяющихся при переходе из жидкого состоя¬
ния в твердое или при эвтектоидном превращении.
172
Роу при изучении влияния термической обработки бронзы,
содержащей 84,48% Си и 15,29% Sn, на механические свойства
получил следующие результаты:
1) твердость по Бринелю наиболее высокая у бронзы, отли¬
той при самой низкой температуре (1025°С);
2) ударная вязкость самая высокая у бронзы, отлитой при
самой высокой температуре (1240° С);
3) временное сопротивление разрыву наибольшее у бронзы
при средней температуре литья (1140°С);
4) относительное удлинение самое высокое (3%) при темпе¬
ратуре литья 1140°С, а при температуре литья 1025° С оно па¬
дает до 0.
У бронзы отожженной (для медленно после отжига охлаж¬
денной и для закаленной) значения твердости повышаются с по¬
нижением температуры литья. В обоих случаях значения твер¬
дости заметно ниже, чем у литой (неотожженной) бронзы.
Значения относительного удлинения выше, чем у литой брон¬
зы, по мере понижения температуры литья они понижаются с
8,5—7,5% до 1%. Закаленная (после отжига) бронза имеет бо¬
лее высокую прочность, в обоих случаях (медленное охлажде¬
ние и закалка) она оказалась наибольшей для средней темпера¬
туры литья (1140—1090°С). Значения временного сопротивле¬
ния разрыву для закаленных проб выше, чем для медленно
охлажденных. Величина зерен у литой бронзы тем меньше, чем
ниже температура литья.
Бронза с более низкой температурой литья обнаруживает
большую степень ликвации.
Отожженные и закаленные образцы ликвации не показывали,
но имели нераспавшуюся p-фазу. Отожженные, медленно охлаж¬
денные образцы содержали тем меньшее количество 6-эвтектои-
да, чем ближе сплав подходил к состоянию равновесия.
Заналка бронз
Операция закалки как средство повышения пластичности
бронзы при холодной обработке ее давлением была, по-видимо¬
му, известна во времена глубокой древности. Для повышения
пластичности технических деформируемых бронз, кроме
Бр.ОЦС4-4-4 и Бр.ОЦС4-4-2,5, в особенности на первых стадиях
их обработки, после промежуточного отжига целесообразно под¬
вергать их закалке в холодной воде.
Очевидно, такую же закалку при 550—600° С можно использо¬
вать и в случае применения гомогенизирующего отжига.
Упрочняемые термической обработкой
сложные оловянистые бронзы
Возрастание цен на олово и широкие возможности замены
оловянистых бронз безоловянистыми не ликвидировало интереса
конструкторов и металловедов к оловянистым бронзам. Продол¬
173
жающиеся работы по углубленному изучению бронз дали очень
много новых сведений по бронзовым сплавам. Они расширили и
уточнили наши представления о пластичности, о возможностях
повышения свойств бронзовых отливок (как фасонного, так и за¬
готовительного литья). Наряду с этим они позволили открыть
новые сплавы сложных оловянистых бронз, прочностные показа¬
тели которых такие же, как у бериллиевых бронз, и даже в неко¬
торых случаях превосходят последние.
В качестве примера можно привести оловянноникелевые
бронзы. Они не входят в советские стандарты технических бронз,
но с технической и научной стороны представляют большой инте¬
рес. Так же, как кремненикелевые бронзы, как «куниаль-брон-
зы», они дисперсионно твердеющие сплавы. Механизм твердения
этих бронз при термической обработке можно представить себе
следующим образом.
На рис. 38 дана диаграмма состояния сплавов системы
Ni — Sn, из которой видно, что Ni и Sn в твердом состоянии друг
в друге нерастворимы (при низких температурах). В системе
этих сплавов имеются три фазы, построенные на базе химических
соединений: NiaSn; Ni3Sn2; NiaSn4. Особо прочное из них, образу¬
ющееся непосредственно из жидкого состояния, Ni3Sn2. Другое
соединение NiaSn, образуется также при переходе из жидкого
состояния в твердое непосредственно.
Эти соединения, по-видимому, служат фазами-упрочнителя-
ми, выделяющимися в дисперсном состоянии из закаленных спла¬
вов в процессе отпуска.
На рис. 39 дана диаграмма изменения пределов растворимо¬
сти Sn и Ni в меди при различных температурах: при 780° С, при
700° С, при 575° Сив интервале 20—500° С.
Кривая, ближайшая к осям Sn — Си и Си — Ni, ограничивает
область твердого раствора Sn и Ni в Си в интервале температур
от 20 до 500° С.
Как видно из диаграммы, пределы растворимости Sn и Ni в
этом интервале температур колеблются при различных соотно¬
шениях количеств Sn и Ni в сплавах для Sn от 1,5% до 15% и
для Ni от 1,25% ДО 20%.
Границы существования твердого раствора по мере повыше¬
ния температур раздвигаются, и какой-нибудь сплав, имеющий
в составе 7,5% Ni и 8% Sn (точка а, см. рис. 39) при температу¬
ре около 750° С, находится еще в области твердого раствора, т. е.
является при этой температуре однофазным. Будучи закален при
750° С, он при комнатной температуре будет представлять собой
пересыщенный твердый раствор, который при последующем от¬
пуске может быть подвергнут распаду с выделением © дисперс¬
ном состоянии фаз-упрочнителей.
На рис. 52 приведены кривые, графически выражающие ха¬
рактер изменения твердости сплава с 7,5% Ni и 8% Sn, подверг¬
нутого сначала закалке при 760° С, а затем или непосредственно
174
отпуску при разных температурах (315, 370, 425° С) или отпуску
при температурах 315 и 370° С после предварительной прокатки
закаленного сплава с обжатием 75%.
Из диаграммы видно, что при термической обработке по
2-му варианту (с прокаткой после закалки — перед отпуском)
твердость может быть доведена до 380 единиц по Бринелю.
Из той же диаграммы видно, что прокатка после закалки
ускоряет процесс дисперсионного твердения и максимальная
Рис. 52. Изменение твердо¬
сти бронзы с 7,5% Ni и
8% Sn в зависимости от
температуры и продолжи¬
тельности отпуска:
после закалки с 760° С;
— ••— после закалки и про¬
катки с обжатием 75°/о
Рис. 53. Влияние кремния
на твердость тройных
бронз состава:
/ — 2% Sn; 50% Ni; Си — осталь¬
ное; 2 — 8% Sn; 50% Ni; Си—
остальное; 3 — I6°/e Sn; 50% Ni;
Си — остальное
твердость может быть получена отпуском при 315° С в течение
около 5 ч.
Сплавы системы Си — Sn — Ni исследовал Фетц, в серии
опробованных им сплавов содержание Ni изменялось в преде¬
лах от 3,0 до 40% и содержание Sn — в пределах от 7 до 11%.
Перед холодной прокаткой опытные слитки (размером 20 X
X 80 X 300 мм) весом по 3,0 кГ подвергали гомогенизирующему
отжигу при 760° С, слитки, содержащие больше 15% Ni, отжига¬
ли при 820° С с выдержкой 5 ч. Слитки после отжига закаливали
в воде и в холодном состоянии прокатывали с толщины 20 мм в
полоску толщиной 1,5 мм, с суммарными обжатиями 50—75%,
с промежуточными отжигами при 760° С (табл. 34).
При прокатке слитков трещины появились только после об¬
жатия от 40 до 50% у высоколегированных бронз, содержавших
Ni 30, 20 и 15%.
175
Таблица 34
Твердость микелеоловямистых бронз в литом
и в закаленном после прокатки состоянии
Состав сплавов, %
HBt кГ 1мм*
Ni
Sn
Cu
литье
в песок
прокатанные сплавы
закаленные
закаленные
и прокатанные
с обжатием
75%
15
5,0
Остальное
279
291
356
7,5
5,5
272
281
340
5,5
5,0
»
222
245
300
3
8,0
»
125
135
285
2,5
10,0
»
135
145
295
Сплав с 7,5% Ni и 7,5% Sn после закалки и прокатки с обжа¬
тием 50%, подвергнутый отпуску в течение 25 ч при 300° С, дает
твердость НВ = 420 кГ/мм2> с„ до 120 кГ/мм2, б = 1,5%.
Преимущества бронз с никелем перед бронзами с тем же ко¬
личеством Sn, но не содержащими никеля, заключаются в их
«высокой прочности.
Никель значительно улучшает деформируемость бронз (от¬
сутствие трещин при обработке давлением).
На рис. 53 представлены в виде кривых результаты работы
с тремя сложными бронза мм, показывающие влияние присадок
различных количеств кремния к тройным сплавам системы
Си — Ni — Sn на твердость этих бронз.
Из рис. 53 можно сделать следующие выводы. Медноникеле¬
вым спла-вам с высоким омическим сопротивлением и «высокой
химической стойкостью можно сообщить высокую прочность и
твердость с помощью присадок Sn и Si.
А
Глава
АЛЮМИНИЕВЫЕ БРОНЗЫ
По Беджену, алюминиевая бронза извест¬
на с 1860 г., но широкое «применение в ка¬
честве конструкционного материала она
приобрела на рубеже XIX и XX веков.
Появление в 1909—1911 гг. патентов
Вильма на изготовление упрочняемых
термической обработкой алюминиевых
сплавов резко повысило интерес к алю¬
минию и его сплавам, производство его
стало расти гигантскими темпами.
Одновременно широко развернувшееся
изучение свойств и технологии производ¬
ства алюминиевых бронз обнаружило,
что эти бронзы в большинстве случаев
могут стать полноценными заменителями
дорогой оловянистой бронзы.
Литые и обрабатываемые давлением
алюминиевые бронзы по многим показа¬
телям даже превосходят оловянистые
бронзы, например:
1) по плотности отливок;
2) по механической прочности, осо¬
бенно по высокому сопротивлению удару
и усталости;
3) по химической и противокавитаци-
онной стойкости;
4) по теплопрочности;
6) по жидкотекучести и заполнению
форм;
7) по морозостойкости;
8) по отсутствию искр при ударах.
Производство изделий из алюминиевой бронзы так же, как
и из всех металлов и сплавов, начинается с изготовления
слитка.
Качество фасонной литой детали, полуфабриката и готового
изделия зависит от качества отливки. Последнее, в свою очередь,
зависит от качества исходных (шихтовых) металлов, правильно¬
го применения установленных на основе теории и практики прие¬
мов в процессе плавки, литья и кристаллизации слитка.
Появление
алюминиевых
бронз
и причины
их успеха
в технике
12 Д- И- Сучков
177
Кристаллизация из расплавленного состояния и характер
структуры слитка зависят от взаимоотношений основных компо¬
нентов сплава в жидком и твердом состоянии.
Поэтому необходимо рассмотреть некоторые важнейшие
свойства меди и алюминия.
У обоих металлов решетка кубическая гранецентрированная,
о о
с параметрами: у меди а = 3,608 А; у алюминия а = 4,0414 А
(разница примерно 11%).
В периодической системе элементов Си и AI расположены в
разных группах и обладают ограниченной взаимной раствори¬
мостью в твердом состоянии.
Плотности их значительно различаются: у Си — от 8,4 до 8,95
(в зависимости от чистоты и содержания газов), у А1 — в сред¬
нем 2,7.
Эту разницу в удельных весах приходится иметь в виду при
плавке, загружая штыки и особенно тонкие (негабаритные) от¬
ходы А1 (обрывки проволоки, обрезки тонких лент, листов).
Легко плавая на поверхности жидкой меди, они будут, пока пол¬
ностью не расплавятся, усиленно окисляться и поглощать га¬
зы, что ухудшает качество слитка, увеличивает угар.
Медь и алюминий быстро окисляются, причем алюминий
легко восстанавливает образующуюся в процессе плавки закись
меди, образуя твердые, чрезвычайно тугоплавкие частички А12Оз,
трудно всплывающие из жидкого металла.
Оба металла (Си и А1) обладают сильно выраженной склон¬
ностью к поглощению газов, главным образом водорода. При
этом количество остающегося в растворе водорода резко меняет¬
ся с температурой. Ниже приведено содержание водорода в ме¬
ди, смг на 100 г металла при температурах, °С:
500 ... . 0,3 1300 .... 20,0
1100 .... 13,0 1600 .... 28,0
1200 ... . 16,2
В слитках меди обнаруживаются более или менее отчетливые
газовые пузыри и раковины, а иногда и вспучивание, «надува¬
ние» слитков за счет реакции Cu20 + 2Н = Н20 + 2Си. Погло¬
щаемый жидким алюминием и выделяющийся при затвердевании
водород увеличивает газовую (пористость слитка, усиливая свой¬
ственную алюминию рассеянную усадочную междендритную по¬
ристость.
Обычная растворимость водорода в алюминии, смъ на 100 г
металла при температурах, °С:
0 . . . . 0,0000001
700 . . . 0,92
800 ... 1,67
Как и многие другие металлы, медь и алюминий при высоких
температурах, при которых пары воды заметно диссоциируют,
178
поглощают продукты диссоциаций, причем атомарный водород
переходит в раствор, а кислород образует твердые частички окис¬
лов. Это свойство в сплавах может иногда вызывать сезонные
вспышки брака в литейном цехе с увеличением газовых пузырей
и пор. Нередко они совпадают с периодами года, когда воздух
литейных отличается максимальной влажностью. К этому сле¬
дует добавить, что алюминий при температурах выше 510° С на¬
чинает взаимодействовать с водяным паром.
Алюминий уже при 700° С начинает взаимодействовать с азо¬
том, при 850° С образуется нитрид алюминия, разлагающийся на
воздухе при 940—950° С. В отличие от меди алюминий, взаимо¬
действуя с углеродом, дает карбид А14С3:
2А1203 + 9С = AI4C3 + 6СО.
Он может образоваться также и при взаимодействии расплав¬
ленного алюминия с СО и СО2:
6А1 + ЗСО = А14Сз + А1203.
Присутствие карбида в литом алюминии или его сплаве мож¬
но обнаружить, действуя на металл раствором щелочи; © резуль¬
тате происходит выделение метана:
А14С3 + 12Н20 = 4А1 (ОН)3 + ЗСН4.
Взаимодействуя с углеводородами в расплавленном состоя¬
нии, алюминий разлагает их на водород и углерод. Такие
реакционные способности алюминия по отношению к газам
в значительной мере свойственны и медноалюминиевым сплавам,
что -побуждает принимать всевозможные меры к защите расплав¬
ленной алюминиевой бронзы от органических загрязнений, от
окисления и газопоглощения ©о время плавки и литья и к рафи¬
нированию сплава от окислов (А1203) и газов.
Диаграмма состояния сплавов
системы Си — AI
Чтобы понять природу физико-механических, химических
и технологических свойств алюминиевых бронз, надо просле¬
дить, как складывается структура этих бронз в процессе изготов¬
ления исходного слитка и какие изменения претерпевает эта
структура в процессе дальнейшей обработки слитка путем пла¬
стической деформации и путем термической обработки.
Применяемые в современной мировой технике сплавы алю¬
миниевых бронз обычно содержат алюминия не более 11%. Это
объясняется тем, что эта группа бронз, деформируемых и литей¬
ных, обладает наиболее ©ысокими показателями.
Как видно на рис. 54, бронза с 5% А1 имеет 6 = 70%, ов =
= 27 кГ/мм2, т. е. обладает наивысшим показателем пластично¬
12*
179
сти. Бронза с 10% А1 имеет ов = 52 асГ/лш2; НВ = 120 кГ/мм2, но
уже при относительно малом значении Ф = 25%.
Поэтому можно ограничиться рассмотрением только части
диаграммы состояния бинарных сплавов системы Си — А1 со
стороны меди для сплавов, содержащих алюминия от 0 до 16%.
Как видно на диаграмме состояния (рис. 55), технические
сплавы алюминиевых бронз могут быть сплавами или с однофаз¬
ной или с двухфазной структурой. Левая область диаграммы
состояния (со стороны ме¬
ди) является однофазной
областью a-твердых рас¬
творов алюминия в меди с
кубической гранецентри-
рованной решеткой. Пре¬
дельная растворимость
алюминия в меди при низ¬
ких температурах (до
570°С) равна 9,4%. С по¬
вышением температуры
растворимость А1 в меди
понижается и при 1037° С
достигает минимума
(7,5%).
Другая область более
богата алюминием фазы
р, кристаллы которой об¬
разуются непосредствен¬
но при переходе из жидко¬
го состояния в твердое
состояние. Фаза р построе¬
на на базе Си3А1—соеди¬
нения электронного типа.
ч>аза р с решеткой куоическои, пространственно-центриро¬
ванной, с неупорядоченным распределением атомов, имеет резко
переменный (при разных температурах) состав, зависящий от
переменной растворимости Си и А1 в соединении Си3А1. Наклон¬
ные друг к другу линии, являющиеся границами области р, гово¬
рят о том, что с понижением температуры концентрация А1 и Си
© фазе р увеличивается. При температуре 565° С, где границы
области р пересекаются, фаза р оказывается насыщенной обо¬
ими компонентами и подвергается эвтектоидному распаду на
смесь кристаллов соседних фаз (слева фаза а, а справа Y2)-
При высоких температурах от 780 до 1022° С существует область
фазы y* а при температурах ниже 873° С — фазы \2. Фаза yi об'
разуется по перитектической реакции.
Равновесная диаграмма состояния указывает на то, что толь¬
ко сплавы, содержащие 0—7,4% А1, при всех температурах име¬
ют однофазную структуру.
Рис. 54. Изменения механических
свойств литых алюминиевых бронз в
зависимости от состава
180
Сплавы с содержанием от 0 до 9,5% А1 являются однофазны¬
ми только в пределах температур от 0 до 570° С.
В структуре сплавов, содержащих 7,4—9,5% А1, в зависимо¬
сти от температуры могут быть в большей или меньшей мере
кристаллы второй фазы р.
Структура сплавов, содержащих 9,5—12% А1, при температу¬
рах выше 570° С является двухфазной а + р, с переменным соот-
Рис. 55. Диаграмма состояния сплавов системы Си—А1
ношением количеств а- и p-кристаллов при разных температурах,
а при температурах ниже 570° С — из а + точнее из а-кри-
сталлов и 'уг-эвтектоида. Сплавы, содержащие 9,5—12% А1, при
высоких температурах оказываются однофазными, состоят из
кристаллов p-фазы. Дополнительные изучения в начале 30-х го¬
дов диаграммы Си — А1 дали еще .новые сведения о природе
сплавов эвтектоидного состава и близких к эвтектоидному со¬
ставу.
Оказалось, что алюминиевые бронзы этих составов испыты¬
вают еще бездиффузионное мартенситное превращение.
18)
Мартенситное превращение в эвтектоидных сплавах Си — А1
можно рассматривать как переход твердого раствора из одной
кристаллической модификации в другую без изменения концент¬
рации.
По равновесной диаграмме состояний фаза р как твердый
раствор в условиях медленного охлаждения подвергается эвтек-
тоидному распаду. Процесс этот протекает диффузионным по¬
рядком и для полноты его завершения требуется время. Если
P-твердый раствор охлаждается быстро, то превращение его мо-
Рис. 56. Диаграмма метастабильных состоя¬
ний медноалюминиевых сплавов (по Г. В.
Курдюмову)
жет совершаться без изменения концентрации — бездиффузион-
ным путем с образованием новых метастабильных мартенсит-
ных фаз с игольчатой микроструктурой и резко выраженной
ориентировкой решетки. В алюминиевой бронзе, состав которой
близок к эвтектоидному, скорость охлаждения, позволяющая
задержать распад p-фазы и сохранить ее не распавшейся, при
комнатной температуре невелика: достаточно охлаждения спла¬
ва на воздухе. Порядок бездиффузионных превращений с обра¬
зованием метастабильных фаз указан на диаграмме метаста¬
бильных состояний (рис. 56).
В бронзах доэвтектоидных, содержащих примерно 10—11%
А1, при ускоренном охлаждении p-фаза, не подвергаясь эвтекто¬
идному распаду, превращается в р'-фазу.
В сплавах бронз с содержанием выше 11,0% А1, p-фаза сна¬
чала переходит из неупорядоченного состояния твердого рас¬
твора в упорядоченный твердый раствор pIf а потом, в зависимо¬
сти от концентрации А1, переходит или в р' или в у'.
Фаза у' имеет решетку ромбической системы, близкую к ре¬
шетке с гексагональной плотной упаковкой. Фаза р' имеет решет¬
182
ку, также близкую к гексагональной, плотно упакованной решет¬
ке. Точно эта решетка еще не определена.
Представление о фазовом состоянии бронз при разных темпе¬
ратурах дано .в табл. 35.
Как видно из таблицы, мартенситные превращения имеют
обратимый характер, т. е. они идут в обоих направлениях —при
охлаждении и при нагревании.
Таблица 35
Фазовое состояние бронз при различных темперетурех
Бронза с 13,09% А1
Нагрев
Охлаждение
Нагрев
Охлаждение
темпера¬
тура, °С
фазы
темпера¬
тура, °С
фазы
темпера¬
тура, °С
фазы
темпера¬
тура, °С
фазы
Бронза с 12,4% А1
В сплавах Си — А1 с содержанием <13% А1 эти превращения
при охлаждении идут так: P-^Pi-^P', а при нагревании р'-*
+ Pi + P.
Как при охлаждении, так и при нагревании превращения про¬
текают в определенном температурном интервале, что видно из
приведенной диаграммы на рис. 57.
Об особенностях мартенситной структуры в алюминиевых
бронзах можно сказать следующее:
1. Мартенситные фазы показывают игольчатую структуру
и резко выраженную ориентировку в решетке.
2. Мартенситные превращения p-фазы не задерживаются (не
подавляются) путем резкой закалки.
3. Обратное превращение происходит с очень большим гисте¬
резисом.
4. Температура начала превращения P'->-Pi (мартенситная
точка при нагреве) не зависит от скорости нагрева.
5. Образование отдельных кристаллов новой фазы внутри
зерна исходной фазы и протекание превращения во всем объеме
зерна и всего сплава происходит мгновенно. Время превраще-
183
ния в отдельных областях размерами до 10~3—10-2 см меньше
0,1 доли секунды.
Зарубежные сведения последнего времени вносят новые уточ¬
нения в диаграмму состояния системы сплавов Си — А1. При ис¬
следовании сплавов меди с алюминием, содержащих 10,31% А1,
11,55% А1, 11,86% А1, 13,72% А1, -при температурах ниже эвтек-
тоидной (превращение р ^ а + Y2) подтвердилось существование
Рис. 57. Диаграмма об¬
ратимых мартенситных
превращений медноалю¬
миниевых сплавов при
охлаждении и при наг¬
реве
ранее замеченной новой стабильной фазы аг (рис. 58). Эта фаза
образуется по перитектоидной реакции из а- я ^2-фаз при 363° С.
Примерный состав этой фазы при 350° С содержит около 11,4%
А1.Решетка фазы такая же, как и у a-фазы, с тем же периодом
о
а = 3,378 А. Эта фаза хорошо выявляется при травлении раство¬
ром К2СГ2О7.
Свойства основных фаз
алюминиевых бронз
Кристаллы a-фазы относительно мягкие, пластичные, обла¬
дают высокой вязкостью, но невысокими значениями временного
сопротивления разрыву и предела текучести, a-фаза ковкая и в
горячем и в холодном состоянии. Она склонна к образованию
очень крупных полиэдрических зерен с двойниками.
У бронз с 9—11% А1, как только они становятся двухфазны¬
ми со структурой а + р, показатели пластичности и вязкости
резко понижаются, а прочностные показатели а„, а0>2, НВ значи¬
тельно возрастают.
184
Рис. 58. Исправленная диаг¬
рамма состояния сплавов сис¬
темы Си—А1 в интервале со¬
держания 9—16% А1
Такие резкие изменения объясняются появлением в структу¬
ре кристаллов фазы р: фаза р является более твердой, чем фаза
а; и менее пластичной в холодном состоянии.
Вот почему холоднодеформируемые алюминиевые бронзы
содержат не более 5—8% А1.
Наряду с этим фаза р хорошо выдерживает горячую обра¬
ботку давлением: ковку, прессование, прокатку.
Что касается кристаллов 3-й фазы (*у), то они являются осо¬
бо твердыми и хрупкими. При значительном содержании их
в структуре бронза становится прак¬
тически непригодной для деталей от¬
ветственного назначения.
Влияние фазы у на механические
свойства бронз с высоким содержа¬
нием AI можно видеть на диаграм¬
мах рис. 54 и 59.
У бронз с 10—11% А1 удлинение
падает до 0, значение <тв по достиже¬
нии максимума у 10%-ных бронз
при дальнейшем повышении содер¬
жания А1 падает.
Физико-механические и техноло¬
гические свойства литых алюми¬
ниевых бронз зависят не только от
состава, но и от структуры, которая
в свою очередь зависит от условий
кристаллизации.
Различные условия кристаллиза¬
ции и различная структура бронз,
относящихся к группе однофазных,
мало меняют эти свойства.
Но у двухфазных бронз, претер¬
певающих фазовые превращения,
условия кристаллизации и остыва¬
ния затвердевшего слитка могут оказывать очень большое влия¬
ние на физико-механические и технологические свойства.
Металловеду часто приходится решать вопросы, касающиеся
качества слитков, предназначаемых для последующей обработки
давлением (отношение слитка к горячей и холодной обработке
давлением, вопросы термообработки и т. д.).
Поэтому металловед должен знать всю технологию производ¬
ства рассматриваемого сплава: особенности поведения этого
сплава в процессе плавки, литья, кристаллизации из расплав¬
ленного состояния и остывания затвердевшего слитка.
Этих особенностей у алюминиевых бронз много и, не зная
их, нельзя получить качественный слиток, отвечающий предъяв¬
ляемым к нему требованиям, нельзя сразу определить причину
того или иного вида производственного брака.
Рис. 59. Изменение меха¬
нических свойств литых в
землю алюминиевых бронз
в зависимости от состав*
185-
Изготовление слитное
для обработки давлением
и литых деталей
из алюминиевых бронз
Качество шихты
для получения алюминиевых бронз
Прочность и плотность бронзы значительно снижаются от
присутствия в сплаве окислов (главным образом, А1203). Поэто¬
му алюминиевая часть шихты (штыки, отходы А1) должна быть
•свободной от этих окислов. В одинаковой мере это относится
и к меди, так как «при совместном сплавлении окисленная медь
восстанавливается алюминием с образованием А120з:
ЗСигО -j- 2А1 = AI2O3 -j- 6Cu.
Все куски шихты должны быть совершенно сухими: введение
влажной шихты будет способствовать окислению расплава и обо¬
гащению его водородом.
По той же причине куски шихты не должны быть запачканы
органическими веществами (смолами, маслами, мазутом
и проч.). Тем более шихта должна быть свободна от твердых ор¬
ганических загрязнений (дерева, щепок, тряпок и пр.).
Куски шихты должны быть компактными: длительное пребы¬
вание их над поверхностью расплавленного металла (пока они
полностью не расплавятся) способствует излишнему их окисле¬
нию и газопоглощению. Тонкие отходы (стружка, обрезки тонких
-листов и лент, проволочная рвань) должны быть предварительно
спакетированы.
Порядок загрузки шихты,
плавка и литье
Если плавка ведется на чистых (штыковых) металлах, то
в первую очередь в плавильную печь загружают медь.
При расплавлении она раскисляется чаще всего фосфором
>в виде лигатуры Си + (12— 14%) Р.
В штыковой меди (марок М2, М3, М4), применяемой при
изготовлении бронз, содержание кислорода по ГОСТу допускает¬
ся от 0,1 до 0,15%.
При плавлении в открытой печи содержание кислорода может
повыситься до 0,20%. Для раскисления такой меди количество
фосфористой меди берется с таким расчетом, чтобы в расплаве
осталось кислорода не более 0,1%.В этом случае фосфористой
меди необходимо вводить не менее 0,5% от веса меди.
Для уменьшения окисления меди плавку целесообразно вести
под защитным покровом древесного угля. Уголь для этих целей
должен быть хорошо прожженный, черный, звонкий и безусловно
186
сухой. Еще лучше перед засыпкой его прокалить, чтобы он сам
не явился источником газов, поглощаемых расплавленным ме¬
таллом.
После раскисления меди можно добавлять алюминий или
лигатуру, в которой Си: А1 = 50: 50, наблюдая за тем, чтобы кус¬
ки добавляемого алюминия были как можно скорее погружены
в расплавленную медь (под защитой древесного угля). Кусковой
древесный уголь не .представляет абсолютного плотного защит¬
ного слоя: он не идеально защищает расплавленный металл от
окисления и газопоглощения. По существу герметичной защитой
служит слой из покрывающей металл смеси расплавленных со¬
лей, температура плавления которой ниже температуры метал¬
лического расплава.
Практика подсказывает, что более рациональной для этих
целей будет смесь из 60% криолита (Na3AlF6) и 40% NaF. Тем¬
пература плавления этой смеси около 800° С; температура плав¬
ления бронзы примерно 1080° С.
Флюс указанного состава является «активным», так как он
вступает во взаимодействие с расплавом. Фтористые соли ще¬
лочных металлов (NaF, KF, LiF) обладают свойством раство¬
рять А1203, давая легкоплавкий флюс, всплывающий на поверх¬
ность
Если плавка ведется в печах с сильной циркуляцией рас¬
плава (например, в индукционных низкочастотных печах с же¬
лезным сердечником), то с расплавленным флюсом непрерывно
входят в тесное соприкосновение все новые и новые порции ме¬
талла и взвешенные в них частицы А1203, что обеспечивает бы¬
строе и возможно полное их офлюсование. В печах, где такая
циркуляция отсутствует, .приходится прибегать к перемешиванию
расплава для усиления взаимодействия его с флюсом.
В тех случаях, когда плавка алюминиевых бронз ведется под
защитным слоем древесного угля, рекомендуется перед разлив¬
кой добавлять в расплав от 0,5 до 3% от веса металла смесь со¬
лей NaCl и NaF, после этого расплав тщательно перемешивают,
а после успокоения спла© разливают.
В зарубежных источниках встречаются сведения о патенто¬
ванном средстве, которое под названием «альбрал» применяется
для борьбы с окисными пленками в алюминиевых бронзах. В них
говорится, что, применяя «альбрал» при изготовлении алюминие¬
вых бронз, можно вводить в шихту любое количество отходов
и получать слитки, практически свободные от окислов; что брон¬
за, содержащая до обработки «альбралом» 0,07% А1г03, после
обработки их содержала лишь 0,02% А1г03; что «альбрал» хоро¬
шо действует и на специальные латуни («марганцовистые брон¬
зы»), на кремнистые бронзы. •
Можно предполагать, что в состав «альбрала» входят такие
вещества, как борная кислота или бура, щелочи, фосфорнонат¬
риевые соли, фтористые соли щелочных металлов, способствую¬
187
щие растворению AI2O3, Si02, дающие с этими окислами жидко¬
текучие шлаки, легко отделяющиеся от металла.
Рафинированный расплав, готовый к разливке, покрыт слоем
защитного флюса и шлаков, отделить которые от жидкого метал¬
ла почти невозможно. В подобных случаях литейщик должен
пользоваться плавильной печью или ковшом «чайникового» типа,
из которых в форму льется только находящийся внизу чистый
металл, а плавающие сверху флюсы и шлаки в конце разливки
с небольшими остатками металла остаются внизу (ванны или
ковша).
Ниже приведен порядок изготовления бронзы Бр.АЖ9-4 для
фасонного литья на одном из машиностроительных заводов в ду¬
говой электропечи ДМК.
В состав шихты входят: медь марок Ml, М2, М3, алюминий
чистоты 99,7—99,5%; железо мягкое (выштамповки); фосфор
в виде 12—14%-бой фосфористой меди; лом, брак, литники свое¬
го сплава. Защитный покров при плавке — древесный уголь (мо¬
лотый). Железо загружается предварительно опескоструенное.
Сначала загружается медь на под печи ДМК, предварительно
закрытый молотым древесным углем. После расплавления части
шихты включают качание печи на малый угол.
После полного расплавления меди угол качания печи увели¬
чивается и медь покрывается порошком древесного угля. Темпе¬
ратура металла доводится до 1200—1220° С. Медь раскисляют
добавкой 0,3 кг фосфористой меди на 100 кг завалки. Затем рас¬
плав размешивают ломиком. Печь включают для качания на 1—
2 мин. Затем присаживают железо в 2—3 приема и снова тща¬
тельно перемешивают железным ломиком. Для ускорения рас¬
творения железа печь включают для качания на 5—6 мин. Затем
присаживают в расплав куски алюминия, которые немедленно
топят под зеркало металла, после этого ванну тщательно пере¬
мешивают железным ломиком. После растворения в жидкой ван¬
не всех присадок необходимо с поверхности ванны снять шлак
(шлак должен быть сыпучим — признак правильного ведения
плавки); выдержать сплав в печи (без качаний) 5—8 мин.
Температура сплава в печи должна быть перед разливкой
1180° С. Сплав тщательно перемешивают железным ломиком. За¬
тем выливают в чистый, нагретый докрасна ковш, снимают шлак
с поверхности металла. От 3-го ковша отливают пробу для хими¬
ческого анализа и клиновую пробу — для механических испыта¬
ний. После четвертого ковша сплав перемешивают. Температу¬
ра заливки металла в форму 1170—1060° С, в зависимости
от конфигурации деталей. Продолжительность всей плавки
2,5 ч. Более подробно плавка Бр.АМц9-2 рассмотрена Курдюмо-
вым. •
При разливке алюминиевой бронзы наиболее применимы
в настоящее время следующие способы:
1. Для заготовительного литья плоских слитков:
188
а) отливка в металлические изложницы (водоохлаждаемые);
б) полунепрерывная отливка;
в) всасывание ло методу Б. М. Ксенофонтова (при неболь¬
ших слитках).
2. Для фасонного литья:
а) отливка в землю;
б) отливка в металлические кокили (обычная и под давле¬
нием);
в) центробежная отливка во вращающиеся металлические
формы. Кроме обычного литья под давлением, было опробовано
применение вакуума при литье под давлением. Создание в пресс-
форме вакуума глубиной до 30 мм рт. ст. позволяет получить от¬
ливки большой плотности практически с полным отсутствием
даже мельчайших воздушных или других газовых включений.
Это повышает герметичность литых под давлением деталей.
На заводах по обработке цветных металлов для плавки при¬
меняют низкочастотную электроплавильную печь с железным
сердечником типа Аякс.
Плавка в этих печах наиболее экономична по удельному рас¬
ходу электроэнергии, по скорости плавки, по достаточной защи¬
щенности металла от окисления и газопоглощения и удобству
разливки, по энергичному перемешиванию металла.
Полунепрерывное литье пока еще применяют в ограниченных
размерах, хотя оно может давать слитки хорошего качества.
При литье алюминиевых бронз приходится учитывать ряд
особенностей. Первая особенность — это склонность бронзы
к вспениванию, возникающему в форме, когда струя жидкого ме¬
талла падает в эту форму с большой высоты.
Явление вспенивания можно уподобить образованию эмуль¬
сии воды с воздухом при падении ее с большой высоты в резер¬
вуар. Чем глубже воронка в месте падающей струи, тем сильнее
вихревые движения в жидкости и образование эмульсии. В ре¬
зультате вспенивания увеличивается окисленность сплава и воз¬
можность частичного задерживания в сплаве других газов из
окружающей среды.
Вот почему современное [полунепрерывное литье с минималь¬
ной высотой падения в кристаллизатор струи металла и с сохра¬
нением одинаковых условий кристаллизации металла для всех
поперечных сечений на всей высоте получаемых слитков (что
обеспечивает максимальную одинаковость структуры по всей вы¬
соте слитков) дает слиток хорошего качества.
Кроме того, получаемый способом полунепрерывного литья
слиток не имеет сосредоточенной усадочной раковины <в верхней
литниковой части слитка, что дает сокращение отходов.
Наконец, при полунепрерывном методе литья выделяющиеся
в процессе кристаллизации (по (поверхности раздела жидкого
и твердого металла в «лунке») газы имеют полную возможность
выделяться в атмосферу через относительно нетолстый слой
189
жидкого металла, находящийся в верхней части кристаллизато¬
ра, на протяжении всего периода литья слитка.
Можно полагать, что в ближайшие годы этот способ литья
совершенно «вытеснит старый способ литья в чугунные формы-
В случае изготовления литых втулок из алюминиевых бронз,
или других ответственных деталей, представляющих тела враще¬
ния подходящей формы (толстые кольца, шайбы и т. п.), на ма¬
шиностроительных заводах можно рекомендовать центробежный
метод литья.
При литье в толстостенные чугунные или в водоохлаждаемые
изложницы для предотвращения приварки металла к стенкам
формы стенки изложницы перед заливкой металла смазывают
тонким равномерным слоем смазки. Состав смазок различен, на¬
пример: на горячую форму тонкий слой зеленого мыла, на захо-
ложенную форму — керосин с сажей. Лучшей смазкой является
«желтая мазь» (50% кускового мыла и 50% вареного масла —
олифы).
Литье фасонных деталей в земляные формы не дает хороших
результатов по плотности и по качеству отливок по следующим
причинам:
1. Алюминиевая бронза дает раковины, образующиеся в бо¬
лее или менее массивных отливках в тех частях объема, где
кристаллизация заканчивается. Линейная усадка при литье в 2
раза больше, чем у меди. Для надлежащего питания этих мест
жидким металлом до конца затвердевания с целью предотвра¬
щения усадочных раковин и газовых пузырей приходится над
этими частями объема размещать прибыли значительно больше¬
го размера, чем для многих других сплавов.
2. Для облегчения выхода в атмосферу газов, выделяющихся
при затвердевании, масса земляной формы должна обладать по¬
вышенной газопроницаемостью.
Литники надо подводить так, чтобы «высота падения струи
была минимальной и металл плавно подводился снизу «в самой
нижней точке формы и чтобы затвердевание шло по направле¬
нию снизу вверх.
При разливке надо пользоваться ковшом чайникового типа.
При получении неудовлетворительных результатов после соблю¬
дения всех рекомендуемых правил можно испытать метод «вымо¬
раживания» газов: медленное охлаждение расплавленного ме¬
талла до замерзания, а затем новое быстрое расплавление и раз¬
ливка с тщательным обереганием металла от окисления и газо-
поглощения.
Фильтрация — одно из средств очистки медных сплавов от
механических загрязнений (главным образом, окисных включе¬
ний, таких как А1203, Сг203 и др.), которые вызывают в фасон¬
ных отливках гидротечь, снижают прочностные показатели
(в том числе пластичность), затрудняют сварку и заварку дефек¬
тов.
190
Проведенные опыты фильтрации расплава при заливке фор¬
мы показали, что фильтрация расплава Бр.АМц9-2 через куско-
вый фильтр из магнезита, а еще лучше плавленого плавикового
шпата (в кусках величиной 5—10 мм), позволяет почти пол¬
ностью удалить из расплава относительно крупные окисные
включения. А. В. Курдюмов предполагает, что этот способ очист¬
ки может быть применен и к сплавам типа Си — Ti; Си — Ni —
Со и др.
В зарубежной практике применяют иногда способ повторной,
переплавки: приготовленный сплав сначала отливают в штыки,,
а потом под защитой древесного угля или под флюсом снова бьь
стро расплавляют и заливают в формы.
Температура разливки бронзы, например бронзы с 6,5% А1У
1100 ±20° С. Высокие температуры отливки (1180—1200° С) спо¬
собствуют получению слитков с рябой поверхностью.
Опыты, проводимые с 10%-ной алюминиевой бронзой, показа¬
ли, что когда бронза затвердевает в течение 10 мин, то погло¬
щенные металлом при плавке газы остаются растворенными
в металле. Если период затвердевания удлиняется, то газы по¬
степенно выделяются и сплав вскипает. Чем выше была темпера¬
тура литья, тем более пузыристым получался слиток. При тем¬
пературе отливки 1140° С были мелкие пузырьки по всему сече¬
нию. При температуре отливки 1230° С пузырьков больше, струк¬
тура более крупнозернистая.
При температуре 1450° С в отливке много раковин, зерна
очень большие, отливка обнаружила вспучивание.
Наоборот, сплав, отлитый при нормальной температуре и за¬
твердевавший медленно (в течение 12 ч), показал наименьшую^
пористость.
Есть еще одна своеобразная и имеющая важное практиче¬
ское значение особенность алюминиевых бронз, содержащих,
более 9,5% А1 и подверженных эвтектоидному превращению.
Если остывание бронзы после затвердевания происходит медлен¬
но, то структурная составляющая бронзы р, достигнув темпера¬
туры 570° С, распадается в эвтектоидную смесь кристаллов а и у2.
Появление в структуре очень твердых и хрупких (хотя и мелких)
обособленных выделений у2 резко меняет свойства сплавов в сто-
рону повышения их твердости и резкого снижения пластичности
и вязкости. При значительном ее количестве сплав часто стано¬
вится непригодным для технических целей. Такая же структура-
может быть получена и у быстро охлажденной (закаленной)
бронзы, если ее подвергнуть дополнительному нагреву (отпуску)
при температурах ниже 570° С.
Указанное выше ухудшение физико-механических и техноло¬
гических свойств слитка или фасонной отливки носит название
самоотпуска литой бронзы. Для предотвращения самоотпуска
бронзу надо охлаждать после затвердевания быстро. При отлив¬
ке в кокиль, а особенно в земляную форму, затвердевшую отлив¬
191
ку следует сейчас же по окончании затвердевания при темпера¬
туре красного каления порядка 700 ±50° С вынимать из формы
для ускорения остывания слитка, а при больших его размерах
применять равномерное обдувание или даже опрыскивание
(ВОДОЙ.
Бронзы алюминиевые сложные
с добавками Mnf Fe, Ni9 Pb
Двойные алюминиевые бронзы при многих своих достоинствах
имеют существенные недостатки: 1) склонность к образованию
крупнокристаллической структуры; 2) самоотпуск при медлен¬
ном охлаждении; 3) склонность к обратной ликвации; 4) сильно
выраженную склонность к газопоглощению и к окислению в рас¬
плавленном состоянии; 5) склонность к вспениванию при залив¬
ке в форму; 6) трудность пайки твердыми и мягкими припоями;
7) недостаточную устойчивость в условиях перегретого пара.
Многие из перечисленных недостатков можно значительно
уменьшить или устранить введением в медноалюминиевые брон¬
зы третьих элементов. Известно, что введение в твердый раствор
третьего элемента повышает прочностные свойства сплава. Наи¬
более часто легирующими добавками к алюминиевым бронзам
служат Мп, Fe, Ni и РЬ, причем свинец не увеличивает, а даже
несколько снижает прочностные свойства бронз, но зато он повы¬
шает их антифрикционные свойства, делая их хорошим материа¬
лом для изготовления литых подшипников и втулок.
Влияние железа
.на свойства алюминиевых бронз
По зарубежным наблюдениям, железо в значительных коли¬
чествах переходит в твердый раствор. Так, например, сплав,
содержащий 89% Си, 7% А1 и 4% Fe, имел однофазную структу¬
ру твердого раствора а. При дальнейшем повышении содержания
железа появляются голубоватые кристаллы железистой состав¬
ляющей. Некоторые исследователи склонны считать ее за соеди¬
нение AbFe.
На приведенной диаграмме состояния сплавов системы Си —
А1 — Fe в медном углу видна узкая область а однородного твер¬
дого раствора в меди А1 и Fe (рис. 60). Растворимость Fe и А1 в
меди показана в % (атомн.)- Указанная растворимость А1 в меди
равна 21% (атомн.) и соответствует растворимости 9,5% (по
массе).
Растворимость Fe в Си по Хансену в % (по массе) при темпе¬
ратурах 1083, 930, 852, 770, 635° С соответственно равна 4,0, 1,7,
1,04, 0,54 и 0,15%, т. е. резко (линейно) падает с температурой
от 4% при 1083°С до 0,15% при 635°С. Можно полагать, что и в
тройной системе растворимость железа также будет меняться
192
с температурой. Это означает, что при быстром охлаждении (и
при закалке) в сплаве с 9—10% А1 железо в количестве 2—3%
будет оставаться в твердом растворе, при медленном охлаждении
оно будет стремиться выделиться в обособленную железистую
фазу.
Рис. 60. Диаграмма состояния сплавов сис¬
темы Си—А1—Fe
С повышением содержания в бронзе одновременно Al, Ni, Мп
растворимость железа снижается, а количество обособленной
железистой составляющей повышается.
Таблица 36 Таблица 37
Влияние присадок железа на прочностные Иеханичесние свойства литых
свойства алюминиевых бронз алюминиевых бронз
Состав сплавов, %
Механические свойства
Показятели
С 10% А1
С 9% А1 +
+ 3% Fe
А1
Fe
Си
°в
кГ{ммг
°т
кГмм*
%
ив
кГ/мм*
10
1
Осталь¬
54
17
24
94
GBf КГ/ММ2
52
57
ное
От, кГ/мМ2
16
19
10
2
Тоже
58
18,5
21
100
НВ, кГ/мМ2
94
109
10
3
» »
60
20
20
109
б, %
21
26
10
4
» »
62
20
17
119
Влияние присадок железа на прочностные свойства алюми¬
ниевых бронз видно из табл. 36.
Так же, как в латунях и других сплавах, железо замедляет
диффузионные процессы. В алюминиевых бронзах оно способ¬
ствует сильному измельчению структуры при кристаллизации из
расплавленного состояния, при рекристаллизации во время от¬
13 д. И. Сучков
193
жига; при эвтектоидном превращении железо резко сокращает
склонность бронзы к самоотпуску.
По Беджену, средние показатели механических свойств у ли-
тых бронз приведены в табл. 37.
Из этой таблицы видно, что железистая бронза даже при
меньшем содержании алюминия имеет показатели более вы¬
сокие.
Железо входит в состав ряда алюминиевых бронз деформи¬
руемых: (Бр.АЖ9-4, Бр.АЖМцЮ-3-1,5, Бр.АЖН 10-4-4), литей¬
ных (Бр.АЖН 11-6-6, Бр. АЖС7-1,5-1,5).
Влияние марганца
на свойства алюминиевых бронз
Марганец легко входит в раствор в количествах до 10% и да¬
же «в бронзах, содержащих до 11 % алюминия, не вызывает изме¬
нений в структуре (не образует новых фаз). Согласно Гийе,
влияние марганца на структуру бронзы в 12 раз меньше, чем
влияние алюминия.
В бронзе марки Бр.АМц9-2, где содержание А1 допускается
в пределах 8—10%, а марганца в пределах от 1,5 до 2,5%, струк¬
тура бронзы становится двухфазной а + р. При содержании 8%
А1 структура после холодной обработки давлением и отжига
700—750°С однофазная (а).
Введение марганца в эту бронзу значительно повышает пла¬
стичность, холодную обрабатываемость этих бронз давлением,
вязкость.
В холоднодеформируемых технических сплавах простых
алюминиевых бронз (Бр.А7) содержание А1 допускается не
выше 8%, при 10% А1 они уже не выдерживают холодной обра¬
ботки давлением, но Бр.АМц9-2 хорошо выдерживает и горячую
и холодную обработку давлением.
Алюминиевые бронзы с марганцем, кроме высокой механиче¬
ской прочности и коррозионной стойкости, проявляют высокую
морозостойкость и сопротивление износу от истирания.
Гейслер установил, что металлы мышьяковой группы, кроме
висмута, в сплавах с марганцем и с марганцовистой медью
обладают магнитными свойствами. Эти сплавы известны под
названием марганцовистых бронз Гейслера. Лучшими из них
в отношении магнитных свойств являются сплавы системы Мп —
А1 — Си. Магнитность их усиливается с увеличением содержания
А1 при одинаковом содержании Мп.
Если бронзы Гейслера при температуре красного каления за¬
калить в воде, то магнетизм их исчезает. При отпуске около
110° С магнитность возвращается.
Клаус и Гедеритц приводят данные, характеризующие свой¬
ства деформируемых марганцовистоалюминиевых бронз
(табл. 38).
194
Таблица 3ft
Свойства деформируемых марганцовистоалюминиевых бронз
Состав сплавов. %
Механические свойства
Мп
AI
Си
Состояние сплава
°пц
кГ'ммг
°в
кГ/мм*
%
твердость
по Мартен¬
су н Гей-
ну *
Плот¬
ность
5
9
Осталь¬
ное
Прокатан, не закален
29
74
15
170
7,5
5
9
То же
» и »
49
75
16
202
13
9
» »
» не »
—
67
19
330
7,2
13
9
» »
» и »
—
96
1
570
—
* Твердость, определяемая методом царапания образца алмазным конусом.
(Прим. ред.).
Влияние свинца
на свойства алюминиевых бронз
Свинец почти не растворяется ни в основных компонентах
алюминиевых бронз (Си и А1), ни в других металлах, вводимых
в сложные бронзы (Mn, Ni, Fe). Поэтому в структуре бронзы он
образует обособленные «включения, тем самым он не повышает,
а ослабляет прочностные свойства бронзы и ее коррозионную
стойкость. Бронза со свинцом не выдерживает горячей обработ¬
ки давлением и в виде единственной марки Бр.АЖС7-1,5-1,5 вхо¬
дит в ГОСТ как литейный сплав, применяемый в качестве анти¬
фрикционного.
Из работы с бронзой А5 видно, что при содержании в ней РЬ
в количествах >0,01%' она начинает обнаруживать признаки тре¬
щин на кромках при горячей прокатке; при содержании РЬ ^
^ 0,03% трещины возникают уже по всей поверхности.
Механизм благотворного влияния РЬ на антифрикционные
свойства алюминиевой бронзы такой же, как и во всех других
важнейших антифрикционных сплавах.
Добавка 0,43—4,0% Si в алюминиевые бронзы, содержащие
9—13% А1, вызывает появление в структуре сложной составляю¬
щей у, повышающей твердость сплава.
Добавки -сурьмы сообщают бронзе хрупкость. Излом бронзы
приобретает фиолетовый оттенок (сплавы типа 50% Си + 50%
Sb имеют густо-фиолетовый цвет и в силу своей хрупкости к упот¬
реблению непригодны).
По Гийе, присадки 0,2—0,6% Р к алюминиевой бронзе с 10%
А1 никаких улучшений в значениях ов и б не вызывают. По Спас¬
скому, Р и Sn сообщают бронзе пористость, пленистость и хруп¬
кость, примеси As и Sb — также вредны: они не только ухудша¬
ют показатели механических свойств, но способствуют получению
пористой отливки бронзы.
13*
195
Присадки в незначительных количествах Ti способствуют
получению плотного литья и более высоких прочностных показа¬
телей, что, по-видимому, следует отнести за счет действия Ti как
дегазатора и за счет вызываемого им измельчения зерна.
Присадки Mg и Со, по Гийе, улучшений не дают. По работам
Стокдейля, присадки 2—5% Sn сильно замедляют нежелательный
эвтектоидный распад в бронзах. Присадка к алюминиевой брон¬
зе 1 % Be сообщает ей склонность к облагораживанию (твер¬
дость ее увеличивается со 155 до 247 кГ/мм2).
Раздел о сложных многокомпонентных алюминиевых бронзах
можно закончить сообщением некоторых дополнительных дан¬
ных, касающихся производства этих бронз.
При плавке сложных алюминиевых бронз рекомендуется вво¬
дить Fe, Ni, Мп в виде лигатур. Например, Ni можно ©водить
в виде обрезков мельхиора (70% Си .+ 30% Ni) с температурой
плавления 1250° С; Мп — в виде лигатуры 70% Си +30% Мп с
температурой плавления 900° С; Fe можно вводить в виде лигату¬
ры 70% Си 4- 30% Fe с температурой плавления 1100° С.
Свинец следует вводить перед заливкой, добиваясь путем пе¬
ремешивания максимально равномерного распределения его в
сплаве.
Обработка давлением
алюминиевых бронз
Горячая обработка давлением
В ГОСТ входят следующие обрабатываемые давлением брон¬
зы: Бр.А5, Бр.А7, Бр.А10, Бр.АМц9-2, Бр.АЖ9-4, Бр.АЖМцЮ-З-
1,5, Бр.АЖН 10-4-4.
Из них Бр.А5, Бр.А7, Бр.АМ9-2 выдерживают и горячую и хо¬
лодную обработку давлением, остальные — только горячую.
На равновесной диаграмме системы сплавов Си — А1 (см.
рис. 55) расстояние между ликвидусом и солидусом у Бр.А5 и
Бр.А7 очень незначительное в вертикальном направлении. Следо¬
вательно, кристаллизация их из расплавленного состояния идет
в очень узком интервале температур.
В горизонтальном направлении расстояния между ликвиду¬
сом и солидусом значительные и при сравнительно больших ско¬
ростях дендритная кристаллизация твердого раствора а в бронзе
протекает с достаточно ясно выраженной внутрикристаллической
ликвацией. Кроме того, макроструктура слитков простых алю¬
миниевых бронз — крупнокристаллическая, с сильно развитой зо¬
ной столбчатых кристаллов. Известно, что межкристаллитное
вещество (по Тамману) обогащено различными нерастворимыми
в основном твердом растворе примесями (в значительной массе
легкоплавкими эвтектиками) и что чем крупнее кристаллы, тем
196
толще пленка этого межкристаллитного вещества (при одном
и том же содержании примесей в сплаве). Максимально возмож¬
ный перевод этого межкристаллитного слоя в раствор и устране¬
ние внутрикристаллической ликвации при нагреве слитков для
горячей обработки давлением являются желательными.
Одним из известных путей придания слиткам мелкокристал¬
лической структуры — модифицирование посредством введения
© сплавы соответствующих добавок других элементов
М. В. Мальцев и В. Н.Вигдорович в работе по исследованию мо¬
дифицирования алюминиевых бронз изучали влияния добавок Ti,
V, В и комплексных добавок Ti и V с бором. Результаты показа¬
ли, что в двойных сплавах системы Си — А1 модифицирующее
влияние наблюдалось только под влиянием комплексных доба¬
вок. На алюминиевомарганцовые бронзы эти добавки не влияют.
Но в бронзах Бр.АЖ9-4 и Бр.АЖМц 10-3-1,5 модифицирова¬
ние устраняет зональность в строении отливок, увеличивает плас¬
тичность в 1,5—2 раза и <тв на 25—30%.
Введение в расплав алюминиевых бронз от 0,0025 до 0,03% В
дает наибольшее измельчение структуры. Авторы предполагают,
что измельчающее действие можно приписать образующемуся
в расплаве карбиду бора В4С, частички которого играют роль
зародышевых центров. С другой стороны, они допускают и воз¬
можность образования в сплаве борида А1Вг.
Тугоплавкие частички таких включений могут играть роль
зародышей при несамопроизвольной кристаллизации на готовых
поверхностях раздела и увеличивают число центров кристалли¬
зации. В бронзе Бр.АМц9-2 добавки Ti, Zr, V, W, В эффекта не
дали, в бронзах Бр.АЖ9-4 и Бр.АЖМц 10-3-1,5 эти добавки в ко¬
личествах от 0,01 до 0,05% значительно измельчают зерно, при¬
чем наибольший эффект дают Ti, V, W, В.
В тройных бронзах Бр.АЖ добавки уменьшают количество
эвтектоида в структуре. В ^модифицированных бронзах его ко¬
личество примерно равно 34%. В модифицированных бронзах
при введении в качестве добавок Ti, В, Zr, V количество эвтекто¬
ида уменьшается соответственно до 6, 12, 15, 17%.
В бронзах типа Бр.АЖМцЮ-3-1,5 указанные добавки увели¬
чивают количество эвтектоида и повышают микротвердость.
Нагрев делает слиток мягким, позволяет производить дефор¬
мирование металла с большими обжатиями и с малой затратой
энергии. Гомогенизация слитка при нагреве этому сильно помо¬
гает, повышая пластичность металла, предотвращает возникно¬
вение при горячей деформации трещин, возникающих в местах
скопления легкоплавких межкристаллических прослоек.
Обе основные фазы алюминиевых бронз (а и р) обнаружива¬
ют свойство при длительном нагревании при высоких температу¬
рах принимать крупнокристаллическую микроструктуру. При
горячем прессовании прутков из алюминиевых бронз структура
одного и того же прутка часто оказывается неодинаковой. Голов¬
197
ная часть прутка Бр.АЮ, выходящая из пресса в первую очередь,
при высокой температуре имеет структуру крупноигольчатых
кристаллов а и мелкой эвтектоидной смеси « + б с признаками,
говорящими о том, что p-фаза при исходной высокой температуре
имела крупнокристаллическую структуру.
Хвостовой конец того же прутка, выходящий из пресса позд¬
нее при более низкой температуре, имеет также двухфазную, но
очень мелкокристаллическую структуру. В этом случае концы
Рис. 61. Микроструктура прессованного прутка бронзы, содержащей
10,2% Al. X 50:
а — головная часть прутка; б — хвостовая часть
прутка будут иметь значительно отличающиеся друг от друга
структуры и показатели механических свойств (рис. 61, а и б).
Дефекты, возникающие в бронзе при горячей обработке, мо¬
гут быть следующие. Плены возникают в результате газовой
раковистости или осевой усадочной рыхлости в слитке вследст¬
вие быстрого затвердевания при отсутствии доливок и горячей
надставки, замедляющей затвердевание верхней части слитка.
Наконец, в алюминиевых бронзах так же, как в латуни (осо¬
бенно ЛС59-1), нередко наблюдается явление шиферного изло¬
ма, которое сильно ухудшает прочностные свойства полуфабри¬
катов. Само название (шиферный излом) говорит о том, что
в таком изломе чувствуется слоистость строения металла, при
грубом сравнении напоминающая излом сосновой или еловой
прямослойной лучинки.
В 1936 г. в июне на заводе «Красный Выборжец» было забра¬
ковано 75 т прутков по шиферному излому.
В связи с этим 28/XI 1938 г. в Ленинграде состоялось спе¬
циальное совещание *по исследованию причин шиферного излома.
В резолюции этого совещания было записано, что 1) шиферный
излом наблюдается в полуфабрикатах плоского и круглого про¬
198
ката; 2) плоскости плохой спайности, по которым происходит как
бы частичное расщепление при изломе, появляются на участках
залегания окисных включений (в алюминиевых бронзах главным
образом А120з); 3) они могут возникать на местах существова¬
ния в слитках газовых раковинок или пор.
«Засоры», образуемые окислами, и газовая пористость могут
возникать в слитке «в результате:
1) применения засоренной, окисленной или сырой шихты;
2) применения влажного древесного угля;
3) недостаточно нросушенной футеровки печи;
4) применения недостаточно прогретого инструмента;
5) недостаточно тщательного удаления шлака;
6) несоответствующих температуры литья, скорости литья,
состава смазки;
7) увеличения пленок окислов в изложницу;
8) применения недостаточно накаленной тепловой насадки;
9) низкой температуры изложницы.
Замечено, что шиферный излом в меньшей степени наблюдал¬
ся при литье коротких слитков в чугунные изложницы.
А. В. Бобылев проверял влияние условий приготовления спла¬
ва Бр.АЖМц 10-3-1,5 на образование шиферного излома в прес¬
сованных прутках. Опытные пла/вки вели в индукционной элект¬
ропечи, отливали в вертикальные водоохлаждаемые изложницы,
которые смазывали смесью из 40% мылонафта, 30% машинного
масла, 15% керосина и 15% сажи.
Нагретые .в мазутной методической печи до 800—850° С слит¬
ки пропрессовывали на горизонтальном прессе. Оказалось, что
полученный на прутках шиферный излом «вызывается дефектами
слитка (шлаковыми включениями, газовыми раковинами и др.),
вытянутыми вдоль прутка при деформации.
Заслуживает внимания еще одно явление, которое наблюда¬
лось в холоднотянутых прутках и трубах алюминиевых бронз,
это—саморастрескивание в результате остаточных упругих на¬
пряжений, появляющихся при холодной обработке давлением.
Ледебур и Бауэр приводят рисунок, показывающий кусок хо-
лоднодеформированного прутка алюминиевой бронзы, содержа¬
щей 88,2% Си; 7,65% А1; 3,31% Fe; 0,7% Zn, который при хра¬
нении в спокойном состоянии дал многочисленные поперечные
трещины. Это обстоятельство должно быть учтено при выпуске
из производства ‘прутков и труб подобных сплавав без отжига
при 300—350° С, который может устранить остаточные упругие
напряжения и предотвратить возможные случаи саморастрески-
вания.
Холодная обработка давлением
Как было указано выше, из применяемых в СССР алюминие¬
вых бронз холодную обработку давлением (прокатку, волочение,
штамповку, чеканку) выдерживают сплавы Бр. А5, Бр. А7Э
199
Бр. АМц9-2. Необходимая для этого пластичность зависит от их
структуры.
Чисто однофазной, наиболее пластичной структурой а обла¬
дает лишь Бр. А5. Бронза Бр. А7 с содержанием 6% А1 имеет од¬
нофазную a-структуру, при содержании 8% А1 может иметь и
двухфазную структуру а и небольшое количество 0-фазы, если
перед холодной деформацией она после нагрева до температур
порядка 800—850° С подвергалась быстрому охлаждению (закал¬
ке). В этом случае в структуре ее может быть частично зафик¬
сирована или 0-фаза, или как продукт ее эвтектоидного распа¬
да — хрупкие частички уг-фазы.
Что касается бронзы Бр. АМц9-2, то содержание в ней А1 по
допускам может быть от 8 до 10%. Таким образом, при содержа¬
нии А1 около 10% структура ее будет состоять в основном из
первичных кристаллов а и мелкозернистой эвтектоидной смеси
а + Y2. Однако, несмотря на наличие в структуре такой бронзы
хрупкой эвтектоидной смеси, она имеет достаточную пластич¬
ность (обрабатываемость) в холодном состоянии для обеспече¬
ния требуемых по техническим условиям свойств.
Это объясняется присутствием в ее составе Мп. Присутствие
в структуре алюминиевых бронз эвтектоидной смеси а + Y2 может
вызывать при холодной деформации появление трещин. Трещины
при холодной деформации могут возникать и по другим причи¬
нам. Они могут возникать в местах залегания плен AI2O3, попав¬
ших в слиток при разливке металла. Трещины могут возникать
при холодной 'прокатке в местах так называемой «прошабровки*
полос, используемых далее для изготовления листов и лент. Для
удаления с поверхности полосы, полученной после горячей про¬
катки, различных закатанных частиц окалины, сора, остатков
сгоревшей смазки, плен ее подвергают шабровке, т. е. с поверхно¬
сти полосы снимают стружку до полного удаления всех выяв¬
ляющихся дефектов. При этом на отдельных участках шаб¬
руемой полосы 'приходится снимать стружку большей толщины,
чем в среднем по всей лолосе. В этих местах толщина полосы ста¬
новится меньше средней для всей -полосы. На таких, «прошабро-
ванных» выше нормы участках, особенно 'когда они расположены
близко к кромке полосы, при последующей прокатке возникают
трещины.
Есть еще один фактор, который может способствовать появ¬
лению трещин ири прокатке — это возникновение чрезвычайно
крупнокристаллической структуры при длительном нагрева¬
нии бронзы при температуре, близкой к температуре ее плав¬
ления.
Алюминиевые бронзы -проявляют к этому большую склон¬
ность. С возрастанием крупности кристаллов при постоянном со¬
держании примесей, создающих хрупкий межкристаллитный
слой, толщина последнего увеличивается. При этом повышается
и склонность полосы к трещинам на местах усиленного скопле¬
200
ния указанных примесей, особенно на участках ©близи боковых
кромок прокатываемой полосы.
Другие дефекты ца полосах и лентах — это плены, возникаю¬
щие при холодной обработке давлением, на местах газовых и
усадочных раковин и мелких пузырьков.
Представление о характере изменения механических свойств
при холодной прокатке полос алюминиевой бронзы Бр. А5 в за-
Таблица 39
Механические свойства полос алюминиевой бронзы Бр.А5 в зависимости
от степени деформации
Деформация
%
°ъ
кГ{ммг
в. %
JIB, кГ/мм9
Твердость
HRB
по Шору
0
38
54
68
29
17
10
46
39
140
78
28
20
53
20
174
86
34
30
60
7
192
90
38
40
67
6
198
92
42
50
72
5
202
94
46
60
75
4,5
210
96
48
70
76
4
222
96
53
висимости от степени деформации приведено в табл. 39. Эта таб¬
лица составлена -по данным испытаний образцов бронзы Бр. А5
толщиной 3,5 мм на Кольчугинском заводе.
В табл. 40 приведены результаты испытаний той же бронзы
Бр. А5, показывающие изменение механических свойств ее в за¬
висимости от температуры отжига. Образцы изготовлялись из
полос Бр. А5 толщиной 2,5 мм, которые подвергались предвари¬
тельной деформации (50%). Выдержка при указанных темпера¬
турах отжига была постоянной и равной 1 ч.
Таблица 40
Изменение механических свойств алюминиевой бронзы Бр. А5
в зависимости от температуры отжига
Температура
отжига, °С
ав
кГ!мм*
6. %
Твердость
ИВ, кГ/мм*
HRB
по Шору
0
69
5
182
93
42
100
69
5
182
94
43
200
69
5,5
183
95
43
300
64,5
7
160
95
42
400
48
38
112
77
28
500
40,5
51
86
53
21
600
39
59,5
71
28
18
700
37,5
64
63
—
17
800
36
65
58
—
16
900
35
66
56
—
16
201
При отжиге в открытых печах поверхность бронзовых полу¬
фабрикатов покрывается легким налетом окалины, на которой
оседает копоть, 'пыль; при спекании их с остатками смазки они
образуют темные пятна. Для очистки поверхности отожженных
полуфабрикатов их подвергают травлению. Обычный травитель
это 6—10%-ный раствор H2S04 с добавкой 2—3% хромпика.
Литейные сплавы
алюминиевых бронз
В технике СССР для фасонного литья применяют следующие
марки бронз: Бр. АЖС7-1,5-1,5; Бр. АЖН11-6-6.
Другая группа бронз (Бр. АМц9-2; Бр. АЖ9-2; Бр. АЖМцЮ-
3-1,5; Бр. АЖН10-4-4) и служит для получения полуфабрикатов
горячим прессованием и для фасонного литья.
Различные виды
термической обработки простых
и сложных алюминиевых бронз
По А. А. Бочвару, главное назначение различных операций
термической обработки заключается в том, чтобы вызвать изме¬
нение структуры и тесно связанных с ней свойств в соответствии
с требованием производства. Первый вид термической обработки
у алюминиевых бронз, испытывающих эвтектоидное превраще¬
ние, может быть применен в период остывания затвердевшего
слитка. Меняя условия этого остывания, можно или предотвра¬
тить эвтектоидный распад или, наоборот, получить структуру
с 'продуктами эвтектоидного распада. Иными словами, искусст¬
венно регулируя ход процесса охлаждения слитка, можно полу¬
чать то или иное фазовое -построение (структуру) сплава с при¬
сущими ему свойствами. Второй вид термической обработки —
это гомогенизирующий отжиг фасонных литых деталей с после¬
дующей закалкой или закалкой и отпуском для получения же¬
лаемых показателей механических свойств.
Что касается слитков заготовительного литья, то в них гомоге¬
низирующий отжиг обычно совмещается с процессом нагрева
слитка для горячей обработки давлением.
Раньше (см. стр. 112) было отмечено, что благодаря относи¬
тельно малой скорости диффузии при кристаллизации оловяни¬
стых бронз очень сильно выражено явление преждевременного
выделения фаз. Такое же явление, но в меньшей степени, имеет
место и у алюминиевых бронз.
По Беджену, в немецкой монетной бронзе с 8,5% А1 в литом
состоянии p-фаза не исчезает даже после 8-часового отжига.
По Е. Лай, алюминиевые бронзы подобно оловянистым брон¬
зам склонны «к образованию обратной ликвации.
202
Таким образом, в алюминиевых бронзах имеют место и зо¬
нальная ликвацИЪ и внутрикристаллическая ликвация и преж¬
девременное выделение фаз в большей мере, чем у медноцинко¬
вых сплавов. В практике обработки давлением отрицательное
влияние этих факторов ослабляется тем, что гомогенизация
в слитках латуней и алюминиевых бронз происходит с большей
скоростью, чем у высокооловянистых бронз, где гомогенизирую¬
щий отжиг затягивается на многие часы.
Третий вид термической обработки — обыкновенный отжиг
однофазных простых бронз, применяемый с целью рекристалли¬
зации при промежуточных отжигах или при выходном отжиге
с целью получения мягкого (пластичного) металла.
Общепринятые температуры отжига однофазных бронз Бр. А5,
Бр. А7, Бр. АМц9-2 в зависимости от состава и толщины отжи¬
гаемых полуфабрикатов и ТУ колеблются от температуры 650 до
800° С.
Четвертый вид термической обработки, связанный с фазовы¬
ми превращениями в сплавах как в литых, так и после механиче¬
ской обработки давлением, заключается в фиксации необходи¬
мой структуры и тесно связанных с ней свойств путем закалки
или отпуска при различных температурах.
При анализе диаграммы состояния сплавав было видно, что
закалкой при разных температурах в интервале от 1000 до 570° С
однофазные сплавы, содержащие 7,5—9,5% А1, можно превра¬
щать в двухфазные сплавы с различным количественным соотно¬
шением а- и p-фаз; в бронзах, содержащих больше 9,5% А1 (при¬
мерно 11,5%), можно получать по желанию или однофазную
структуру р или двухфазную <х + p-структуру также с разным
количеством а- и p-фаз или а + р'-фаз. В сплавах, содержащих
9,5—15% А1, путем медленного охлаждения с высоких темпера¬
тур или путем длительного отпуска (отжига) при температурах
ниже 570° С можно вызывать эвтектоидный распад в большей
или меньшей степени и получить ряд структур, содержащих про¬
дукты эвтектоидного распада со своими показателями физико¬
механических свойств.
Наконец, пятый вид термической обработки — это упрочняю¬
щая термическая обработка, основанная на особом свойстве не¬
которых сложных бронз — на дисперсионном твердении. Этот вид
термической обработки, так же как у многих авиационных спла¬
вов на основе А] и Mg, у бериллиевых бронз, у бронзы Корсона
и других, складывается из закалки для 'получения пересыщенно¬
го твердого раствора и последующего отпуска с целью вызвать
дисперсионный распад пересыщенного твердого раствора.
Сюда же относится сплав Хидуракс, содержащий 3% А1 и
15% Ni, остальное — Си, который может давать значения: ав =
= 79—86 кГ/мм?\ а0.1 = 55—63 кГ/мм2; 6 = 12%; Е =
= 14 300 кГ/мм2; предел усталости 36,7 кГ/мм2 (при 100 млн. цик¬
лов). Для другого вида сплава Хидуракс, содержащего 9,5—
203
10,5% Al, 4—6% Fe, 4—6% Ni, остальное — Си, механические
показатели приведены в табл. 41.
Бронзы Хидуракс первого типа применяют для изготовления
•высоконагруженных подшипников, работающих в сочетании с ва¬
лами из очень твердой стали (цементированной или азотирован¬
ной).
Бронзы Хидуракс второго типа, имеющие предел сопротивле¬
ния усталости при 50 млн. циклов выше, чем у стали с 17% Сг
Таблица 41
Механические свойства бронзы, содержащей 10% Al, 50% Fe, 5% N1
Физическое состояние
Ов, К Г; мм2
°0 1’ к^ мм*
6. %
Предел
усталости
кГ/мм*
Литое
63
25
12
После горячей обработки
После специальной обра¬
71
39
15
28—29
ботки на мелкое зерно
79—94,5
47—63
10—20
41—45
и 2% Ni, применяют для изготовления лопаток компрессоров, ше¬
стерен, роторов насосов, вкладышей, подшипников и других дета¬
лей, от которых требуется высокая износостойкость.
По данным Клемента и Бирха, сплав Суперстон состава
75% Си; 8,0% А1; 3% Fe; 12% Мп; 2% Ni © литом (в песок) со¬
стоянии имеет свойства: ав = 69 кГ1мм2\ ао,2 = 34 кГ/мм2; б =
= 26%; НВ = 185 кГ/мм2; после термической обработки этот
сплав имеет свойства: ов — до 88 кГ/мм2\ а02— до 53 кГ/мм2 и
б —до 12%.
Сплав обладает высокой коррозионной стойкостью. Он приго¬
ден для изготовления пароходных гребных винтов диаметром
больше 6,5 м весом более 31 т.
Сплав, содержащий 84,5% Си; 10% Ni; 1,5% Si; 4% Al, после
термической обработки можно легко деформировать, а затем пу¬
тем упрочняющей термической обработки можно получить ав —
до 98,5 кГ/мм2; а0,2 — до 84 кГ/мм2\ апц — до 60 кГ/мм2\ б — до 8 %.
Еще более высокой прочности можно достигнуть путем допол¬
нительного наклепа.
Ленты этого сплава могут быть применены для изготовления
электрических контактных пружин.
Техническое применение
алюминиевых бронз
Простые деформируемые бронзы Бр. А5, Бр. А7, как наиболее
пластичные (особенно © холодном состоянии) применяют для из¬
готовления лент и полос.
204
Бронзу Бр. А5, обладающую высокой пластичностью, хими¬
ческой стойкостью, прочностью, сопротивлением износу от исти¬
рания, применяли для изготовления мелкой разменной монеты
(1—5 коп.). Из нее готовят детали, которые работают в агрессив¬
ных средах, в том числе в морском судостроении (листы для об¬
шивки подводных частей морских судов).
Бронза Бр. А7 пластична, в горячем и в холодном состоянии
является еще более прочной, чем Бр. А5, коррозионно стойкая,
обладает в наклепанном состоянии высоким пределом упругости
(70 кГ/мм2) и высоким модулем упругости (11500—13000 кГ/мм2),
удовлетворительным коэффициентом трения (со смазкой), рав¬
ным 0,012. Применяется как материал для изготовления лружин
и пружинящих деталей.
Бронзу с 8,5% А1 © Германии применяли для изготовления
мелкой разменной монеты достоинством 5, 10 и 50 пфеннигов.
Бронза Бр. АМц9-2 по своему составу находится на грани
между однофазными и двухфазными сплавами, содержание А1
в ней допускается в пределах от 8 до 10%. Пока эта бронза со¬
держит алюминия от 8 до 9,5%, она, согласно равновесной диаг¬
рамме состояния, является однофазным сплавом, при содержа¬
нии А1 на верхнем пределе (от 9,5 до 10%) —она уже двухфаз¬
ный сплав.
Однако благодаря быстрой кристаллизации из расплавленно¬
го состояния в литой бронзе некоторое количество фазы р (наря¬
ду с a-фазой) можно наблюдать при содержании в ней около
8% А1.
По этой 'причине для сохранения относительного постоянства
показателей физико-механических свойств полуфабрикатов этой
бронзы целесообразно при изготовлении слитков сохранять со¬
держание алюминия не выше 9,0 %.
Бр.АМц9-2 наряду с высокой прочностью обладает высокой
обрабатываемостью давлением как в горячем, так и в холодном
состоянии, высокой коррозионной стойкостью, вязкостью, сопро¬
тивлением износу с малым коэффициентом трения (коэффици¬
ент трения со смазкой равен 0,006). Кроме того, она сохраняет
прочность при нагревании до 250° С.
Далее следуют бронзы, которые могут обрабатываться только
в горячем состоянии (ковкой, прессованием, штамловкой).
Сюда в первую очередь можно отнести бронзу Бр.АЮ; она
более прочная, чем Бр.А7, но менее пластичная; имеет хорошие
антифрикционные свойства, сохраняет высокую прочность при
повышении температуры до 300° С; наиболее широкое примене¬
ние находит в морском судостроении.
Затем следует бронза Бр.АЖ9-4. При высокой лрочности и
коррозионной стойкости имеет и высокое сопротивление износу
от истирания и малый коэффициент трения (при смазке 0,004).
Из нее готовят детали ответственного назначения (втулки, шес¬
терни, седла клапанов и пр.).
205
Ее применяют и как литейный сплав для отливки массивных
ответственных деталей: гайки нажимных винтов 'прокатных ста¬
нов, венцы шестерен и пр.
Бронза Бр.АЖМц 10-3-1,5 применяется главным образом в ви¬
де прутков и толстостенных труб, получаемых путем горячего
прессования. Имеет широкое распространение как заменитель
оловянистых бронз; св прутков и труб 60 кГ/мм2\ 6— до 20%;
tj)— до 55%. Применяется в машино- и авиастроении для изго¬
товления втулок, подшипников, шестерен и других деталей.
Инженеры УЗТМ А. М. Сорокин, В. Н. Смирнов и другие в
1952 г. сообщили об изготовлении рабочего вала для шахтного
насоса из Бр.АЖМцЮ-3-1’,5 следующее.
Исходную заготовку для ©ала © виде конического слитка ве¬
сом 756 кг отливали из дуговой электропечи, где ©начале плави¬
ли медь, засыпая сухой древесной угольной пылью, а при рас¬
плавлении зеркало металла закрывали мелкой пылью апатито¬
вой руды или древесно-угольной пылью. При достижении
температуры 1200° С в печь загружали мелкораздробленный мар¬
ганец (чистотой 93% Мп), иногда ферромарганец с 75% Мп.
После растворения марганцовистого железа вводили двойную
А1 — Fe-ную лигатуру (65:35) при непрерывном перемешивании
и, наконец, необходимое количество алюминия для соблюдения
заданного состава. Температура 'поднималась с 1200 до 1240—
1260° С. Взятая проба, отлитая © виде пластинки, после остыва¬
ния подвергалась изгибу под углом 45—60°. Если проба не ло¬
малась или не давала трещины, расплав отливали в форму че¬
рез стояк сифонным методом с «подводом металла снизу (как при
литье стали). На форму сверху насаживалась горячая надставка
для замедления затвердевания слитка сверху.
Заливка начиналась при температуре 1120—1100° С.
Через 4—5 ч после заливки слиток извлекали из изложницы
и охлаждали на воздухе.
Обточенный слиток, закрытый сверху железным листом, на¬
гревали в «печи с выдержкой 4—5 ч до 900—920° С. Печь работа¬
ла на генераторном газе. Нагрев выше 920° С вызывал перегрев
и появление трещин при горячей ковке.
Ковка слитка происходила в интервале температур 900—
750° С, но не ниже 750° С. Поковку охлаждали на воздухе.
Термообработку производили в 3 стадии:
1. Снятие напряжений при нагреве со скоростью 20—25° С в
час в интервале 370—380° С с выдержкой при 370—380° С в те¬
чение 8—9 ч. Охлаждение со скоростью 20° С ч — до 200° С.
2. Для нагрева под закалку холодную поковку сажали в печь
при 250—300° С и выдерживали при этой температуре один час.
Потом поковку нагревали до 800° С со скоростью по 30° С в час,.
выдерживали при 800° С 5 ч, закаливали © ©оде (с температурой,
до 45° С) и выдерживали в воде в течение 10 мин.
206
3. Для отпуска поковку сажали в печь при температуре в пе¬
чи 200° С и выдерживали при этой температуре 1 ч. Затем поков¬
ку нагревали до 530—540° С со скоростью 30° С в час, выдержи¬
вали при 530—540° С 8 ч и охлаждали в печи 1 ч. Окончательное
ее остывание происходило на воздухе. Показатели механических
свойств поковки полностью удовлетворяли условиям поставки
(табл. 42).
Таблица 42
Механические свойства бронзы после термообработки
Показатели
ов, кГ/мм*
*. %
ан. кГм1см1
НВ, кПмм•
Фактические
60—67
22—26
2,7-4,5
148—150
По ТУ
50
12
—
120—180
Бронза той же груггпы с добавкой 4% Ni Бр.АЖН 10-4-4 обла¬
дает также высокой прочностью в мягком состоянии: ов =
= 60 /сГ/лш2, б = 35%; tp = 45%; НВ = 140—160 кГ/мм*.
В полутвердом состоянии со,о2 = 35,8 кГ/мм2 и в литом со¬
стоянии От = 60 кГ/мм2.
Высокая прочность сплава сохраняется и при повышенных
температурах, °С:
°в
нв
кГ/мм2
кГмм*
к Гм см 8
100
.... 65
180
4,0
200
.... 65
180
4,0
300
.... 50
170
4,0
500
. 30
76
1,5
Сплав широко применяют в авиапромышленности, в машино¬
строении, для изготовления седел, выхлопных клапанов, на¬
правляющих втулок, выпускных клапанов авиамоторов, шес¬
терен.
Из литейных алюминиевых бронз, кроме перечисленных де¬
талей отливают и такие детали, как, например, гребные морские
винты, корпус водяной турбины Френсиса весом около 5 г и др.
За последние годы в зарубежной литературе проявляется ин¬
терес к многокомпонентным бронзам, которые могут быть отне¬
сены к типу алюминиевоникелевых, содержащих добавки Fe, Со,
Si, Мп.
В работе Е. Брунхубера изложены результаты изучения от¬
ливок из алюминиевой многокомпонентной бронзы: превращения
P-фазы в зависимости от температуры и времени, изменения пре¬
дела растворимости алюминия в смешанных кристаллах а-твер-
цого раствора.
Эвтектоидный распад p-фазы алюминиевых бронз протекает
полностью только при очень медленном охлаждении. Предметы,
207
отлитые в земляные формы, имеют структуру с неполным обра¬
зованием эвтектоида.
При быстром охлаждении эвтектоидный распад сильно затор¬
маживается, так что p-составляющая оказывается устойчивой
даже при температурах ниже эвтектоидной (565° С).
Наряду с этим p-фаза подвергается и другим превращениям,
зависящим от температуры и времени, в i0i и в р', которые также
устойчивы при комнатной температуре.
Мартенситное превращение Pi ->■ р' возникает в узком интер¬
вале температур — ниже 400Q С. У быстро охлаждаемых отливок
технических алюминиевых бронз длительно устойчива лишь фа¬
за р'— носитель высокой твердости, связанной с нежелатель¬
ной хрупкостью. Получение структуры, содержащей хотя бы в
незначительном 'количестве р'-фазу,— одна из задач техники
упрочнения для получения оптимальных прочностных свойств
при небольших значениях относительного удлинения.
Хайнес исследовал процессы «превращения в алюминиевых
бронзах в зависимости от продолжительности выдержки при по¬
стоянной температуре. Кинетические кривые фазовых превраще¬
ний в бинарной бронзе, содержащей 12,2% А1, им даны на
рис. 62, а, и для бронзы с 12% А1 и 3% Ni — на рис. 62, б.
Участки площади между кинетическими кривыми в темпера¬
турном интервале от 500 до 550° С являются многофазными и
нанесены экспериментальным путем.
В практике ’применяют алюминиевые бронзы с содержанием
А1, не превышающим максимальную растворимость алюминия в
смешанных кристаллах a-твердого раствора.
Таким путем используют сплавы, охлаждение которых проте¬
кает еще в однофазной области (смешанных кристаллов а). Это
не исключает возможность использования сплавов, •претерпеваю¬
щих эвтектоидное превращение.
Путем присадки железа и никеля отдельно или совместно
границы растворимости алюминия в смешанных кристаллах а
можно раздвинуть в направлении повышения концентрации алю¬
миния в твердом растворе (рис. 63, а и б).
Уширение этой области начинается в этих сплавах при мини¬
мальных содержаниях железа и никеля (*по 5% каждого).
Малые присадки этих элементов обусловливают даже склон¬
ность к снижению концентрации А1 в твердом растворе до 8,5—
8%, что надежно устраняет эвтектоидное превращение и связан¬
ное с ним ухудшение (хрупкость) литой'продукции.
С другой стороны, введение в сплав железа и никеля создает
возможность образования интерметаллических соединений (AINi,
AlsFe и др.), которые повышают прочностные показатели
сплавов.
В технических сложных бронзах, содержащих, например, по
5% Ni и Fe, появляется х-фаза, которая как металлическое сое¬
динение (NiAl или Al3Fe) имеет соответствующую структуру.
208
Рис. 62. Кинетика фазовых превращений в алюминие¬
вой бронзе; кинетические кривые делят диаграмму на
участки с разным фазовым состоянием в интервале
между 600-—350° С в зависимости от продолжительно¬
сти выдержки при разных температурах (по Хайнесу)
(Э — эвтектоид):
а - 12,2% А1; б — 12% Л1 и 3% Ni
ное значение процесса закалки заключается в том, что при за¬
калке из области высоких температур p-фаза приобретает
мелкодисперсное игольчатое распределение в структуре, особенно
если нагревание и закалку производить при температурах выше
кривой АВ (рис. 63, б), когда бронза показывает максимальные
значения твердости от 333 до 384 ед. по Бринелю.
Упрочненные путем гомогенизирующего нагрева и закалки
бронзовые отливки надо подвергать дальнейшей термической об¬
работке.
14 Д. И. Сучков
209
Фазу х можно рассматривать как носитель упрочнения. Она со¬
общает литому сплаву склонность к улучшению его свойств пу¬
тем нагревания и закалки его из области а + Р + х, когда преж¬
де всего даже p-фазу можно получить структурно устойчивой.
В процессе закалки содержащаяся в структуре p-фаза претерпе¬
вает свойственные ей превращения в Pi и частично в р'. Особен-
В дополнение к мелкодисперсному первичному выделению
игольчатой p-составляющей происходит еще вторичное выделе¬
ние в структуре а + х основной массы а, в результате чего свой¬
ства прочности достигают максимума.
Вторую часть процесса упрочнения — отпуск закаленных от¬
ливок — можно проводить при температурах выше или ниже
600° С.
Если вести отпуск ниже
600° С, то создается возмож¬
ность возникновения протека¬
ющего постепенно эвтектоид-
ного распада p-фазы, даже ес¬
ли состав бронзы и не будет
близок к эвтектоидному.
Отсюда следует, что мак¬
симальные прочность и твер¬
дость при пониженных значе
ниях относительного удлине
Рис. 63. Вертикальный разрез пространственной модели диаграммы состояния
сплавов системы Си—А!—Fe—Ni при постоянном содержании Fe (5%) и
Ni (5%):
а — фазовое состояние в зависимости от температуры и содержания А1; б — разрез
с указанием твердости бронз после закалки с температурами, отмеченными точками
на диаграмме
ния могут быть получены при возрастающем содержании алюми¬
ния,— когда достигается граница максимальной растворимости
в смешанных кристаллах a-твердого раствора.
На результаты термической обработки, кроме состава, оказы¬
вает влияние и температура отпуска. После проведения операции
отпуска отливку можно охлаждать на воздухе, но в большинстве
случаев ее заканчивают закалкой.
Средняя продолжительность операции отпуска определяется
размерами поперечного сечения отливки.
210
Температура закалки для бронз состава 9,5—10% А1 и 1—4%
Fe равна 885° С; температура отпуска равна 620—540° С; для
бронз состава 10—11% А1, 4—5% Fe и 4—5% Ni температура
закалки -равна 900—950° С; температура отпуска равна 600—
620° С.
Два вертикальных разреза пространственной модели диа¬
граммы состояния сплавов системы Си — А1 — Fe — Ni сделаны
при постоянных содержаниях в них никеля и железа: по 5% каж¬
дого и при переменном содержании в этих сплавах алюминия в
пределах от 8 до 12% (см. рис. 63, а и б).
По этим разрезам можно (приблизительно) судить о фазовом
составе любого из этих сплавов в температурном интервале
1000—400° С. Растворимость железа в алюминии в твердом со¬
стоянии ничтожно мала: по Диксу она даже при 650° С меньше
0,06%.
Растворимость железа в меди в твердом состоянии в интерва¬
ле температур 20—200° С равна 5,9 • 10-11 %.
Поэтому железо, будучи в алюминиевой бронзе даже в самых
ничтожных количествах, в равновесных условиях при комнатной
температуре должна находиться в обособленном состоянии в ви¬
де фазы х.
При высоких температурах растворимость железа в меди по¬
вышается: при 930°С — 1,7%; при 770°С — 0,54%; при 665°С —
0,15%. По этой причине при закалке сплавов этой системы с раз¬
ных температур можно получать разнообразные структуры с ме¬
няющимся содержанием р-, х-фаз, а в сплавах, содержащих
10—11% А1 при длительном нагревании до 500—570° С, — эвтек-
тоид Y2. В зависимости от структуры и прочностные показатели
будут разные (табл. 43).
Таблица 43
Механические свойства Бр. АЖН 10-4-4
Состояние
ив
кГ!мм%
°в
кГ/мм*
В. %
Мягкое
Твердое
140—160
225
60
77
55
9
Применявшаяся до войны 1940—1945 гг. на заводе Шкода в
Чехословакии специальная бронза, содержащая приблизительно
70% Си, 12% А1, 6,25% Fe, 5,5% Ni, 1,25% Мп после закалки с
температуры 1000° С и отпуска при 400° С при испытании «показа¬
ла НВ = 250 кГ/мм2, <тв = 100 кГ/мм2.
О сложных алюминиевых бронзах системы Си — А1 — Со —
Ni есть данные Деннисона. Исследованию подвергали два дис¬
персионно твердеющих сплава, состав которых приведен в
табл. 44.
14*
211
Таблица 44
Состав и термическая упрочняющая обработка
опытных бронз системы А1 — Со — Ni — Си
Состав сплавов,
%
Термическая обработ¬
ка для получения
твердого раствора
Средний
линейный
Си
А1
Со
Ni
время
темпера¬
размер
зерна
примесь
нагрева
ч
тура
°с
мм
92,58
6,03
1,37
0,02
3
900
12
86,41
6,88
1,72
4,97
0,02
1
1000
5
Опытные слитки были прокатаны в горячем виде, при темпе¬
ратуре 900° С в полоски с размерами 100 X 22 X 2,5 мм. Полоски
нагревали и закаливали для получения пересыщенного твердого
раствора. Затем полоски подвергали отпуску (искусственному
старению) при 400° С с разной продолжительностью выдержки.
На рис. 64 графически представлены результаты испытаний их
механических свойств.
Диаграмма показывает, что дисперсионный распад этих спла¬
вов после закалки протекает очень медленно: максимального
значения твердость сплава на рис. 64, а достигает только после
60-« выдержки при 400° С, а у сплава на рис. 64, б только после
120-ч выдержки.
Показатели механических свойств в процессе распада твердо¬
го раствора подвергаются резкому изменению. Мягкая пластич¬
ная в закаленном состоянии бронза (рис. 64, б), после дисперси¬
онного твердения достигает твердости НВ (380 кГ/мм2), равной
твердости бериллиевых бронз, и временного сопротивления раз¬
рыву Св = 95 кГ/мм2 при высоком значении предела текучести
~70 кГ/мм2. На рис. 65 видно влияние холодной прокатки после
закалки на свойства этих сплавов.
Приведенные кривые показывают, что у сплава системы
Си — А1 — Со (рис. 65, а) этим путем можно получить еще бо¬
лее высокие прочностные показатели, чем путем длительного ис¬
кусственного старения.
У сплава системы Си — А1 — Со — Ni (рис. 65, б) такой же
способ упрочнения дает более низкие показатели, чем длительное
искусственное старение.
На рис. 66 даны кривые изменения показателей механических
свойств этих сплавов, предварительно закаленных, потом холод-
нопрокатанных с разными обжатиями в зависимости от продол¬
жительности старения при 400° С.
Из рассмотрения этих кривых видно, что максимальные
значения прочностных показателей имеют сплавы, которые пе¬
ред старением были сначала закалены, а затем прокатаны со
степенью деформации 50%. При такой обработке сплав системы
212
Рнс. 64. Влияние термической обработки на механические
свойства упрочняемых бронз. Значения ав, сто,ь б, HV
даны после закалки при 900° С и отпуска (старения) при
400° С с разной продолжительностью выдержки:
а — сплав системы Си — А1 — Со; б — сплав системы
Си — А! — Co — Ni
Рис. 65. Влияние холодной прокатки (после закалки) с
разными обжатиями на механические свойства сплавов
системы:
а — Си — А1 — Со: 6 — Си —At —Co —Ni
Си — Al—Со — Ni (рис. 66,6) имеет следующие механические
свойства: св ДО 100 кГ/мм2; a0 i до 70 кГ/мм2; НV до 370 кГ/мм2\
6 = 3%. Эти показатели находятся на одном уровне с показа¬
телями для бериллиевой бронзы.
Если учесть высокую коррозионную стойкость подобных алю¬
миниевых бронз, то можно высказать предположение, что иссле¬
дованные сплавы могут оказаться возможными заменителями
бериллиевых бронз и особенно тогда, когда показатели упругих,
электрических свойств и сопротивления усталости будут близки
к аналогичным показателям бериллиевой бронзы. Есть основа¬
ния предполагать, что эти бронзы могут оказаться стойким
материалом для гребных винтов океанских пароходов. С этой
точки зрения целесообразно провести испытание таких бронз на
кавитационную стойкость.
Имеются литературные данные об упрочняемом сплаве
состава Си + 10% Ni + 1,5% Si +4% Al. Этот сплав после за¬
калки можно подвергать пластической деформации и после от¬
пуска получить Ов до 98,5 кГ/мм2; ат до 84 кГ/мм2; <Тпц до
60 кГ/мм2\ 6 до 8%.
214
Рис. 66. Влияние продолжительности отпуска (старения) при 400° С на
свойства закаленного и холоднодеформироваиного на 10, 25, 50%
сплавов систем:
а — Си — А1 — Со; б — Си — Al — Со — Ni
Кавитационное разрушение
цветных металлов и сплавов
«Кавитация» происходит от латинского слова «cavitas» (са-
vitatis), что означает углубление, полость и указывает на обра¬
зование как бы изъязвлений, возникающих на поверхности
металлических частей машин, работающих в потоках движу¬
щихся снаружи или внутри их жидкостей. В качестве примеров
таких деталей можно привести: гребные винты пароходов, осо¬
бенно морских, детали гидротурбин, насосов, гидрокомпрессоров,
цилиндры и рубашки двигателей внутреннего сгорания и др.
Механизм разрушительного кавитационного действия по
современным представлениям специально работающих в этой
области проф. докт. Богачева И. Н. и его сотрудников канд.
техн. наук Р. И. Минца и Т. М. Петуховой в проблемной лабора¬
тории Уральского политехнического института следует понимать
так.
Потоки жидкости, омывающие стенки детали, производят на
соответствующие участки поверхности многочисленные микро-
удары. Эти удары передаются возникающим при движении
жидкости пузырям, пристающим к омываемым стенкам детали,
а через них к микроучасткам поверхности детали. Упругие
микроудары вызывают пластические деформации на микроуча¬
стках структуры. С течением времени под влиянием этих дефор¬
маций в структуре металла возникают микронадрывы (трещи¬
ны), силы сцепления частиц металла ослабевают, нарушаются и
это заканчивается сначала отрывом отдельных мелких частиц,
затем целых зерен. В результате на отдельных участках поверх¬
ности детали возникают как бы изъязвления (каверны), кото¬
рые выводят деталь из строя.
Интенсивность такого разрушения как следствие эрозионной
кавитации у цветных сплавов зависит от очень многих факторов:
структуры, фазового состава, количества, формы и взаимного
распределения структурных составляющих.
В диссертационной работе Т. М. Петухова по сопротивлению
сплавов микроударным воздействиям делит медные сплавы на
три типа: сплавы со структурой а, р и а + р. Из них самой
низкой стойкостью обладает a-структура; самой высокой стой¬
костью обладает -р-структура, средней — + р-структура.
Максимальная стойкость установлена у термоупругих алю¬
миниевых бронз. К этой*группе Т. М. Петухова относит алюми¬
ниевые бронзы следующего состава, %:
А1 14,5 Мп 1—2
Ni 1—5 Си Осталь-
Со 1—5 ное
Высокая противокавитационная стойкость этих бронз объяс¬
няется тем, что при микроударном воздействии жидкости в
тонком поверхностном слое бронзы появляется мартенситная
215
структура — бронзовый мартенсит, названный Г. В. Курдюмо-
вым упругим мартенситом. В результате его возникновения в
поверхностном деформируемом слое создается напряженное со-
стояние (накапливание упругой энергии), повышающее упругое
сопротивление разрушению микрообъемов, когерентно связан¬
ных с кристаллическими иглами мартенсита.
Это способствует равномерному распределению деформации
и созданию неглубокого и равномерного рельефа на деформи¬
руемой поверхности.
Добавки Ni и Со способствуют образованию мартенситных
игл благоприятной формы и расположения, повышающих стой¬
кость этих сплавов против кавитации. На основании своей рабо¬
ты Т. М. Петухова рекомендует для практического внедрения
как наиболее стойкие против кавитационного разрушения спла¬
вы следующего состава: 12,5—14,5% Al; 1—6% Ni; 1—4% Со;
1—3% Мп; остальное — Си.
Внедрение этих сплавов уже начато на одном из заводов.
Глава V
ПРОЧИЕ БЕ30Л0ВЯНИСТЫЕ БРОНЗЫ
Кремнистые Сплавы, состоящие из меди с добавкой
бронзы 0,03—1,5% Si, применяли для изготовле¬
ния проводов воздушных линий связи за
рубежом уже в конце прошлого столетия.
Их свойства несколько отличаются от
свойств обычной медной проволоки, кото¬
рая имеет <тв = 28,0 кГ/мм2 и относитель¬
ную электропроводность (к меди), рав¬
ную 100%.
Состав и свойства этих сплавов при¬
ведены в табл. 45.
Принятая диаграмма состояния си¬
стемы Си — Si (рис. 67) показывает, что
растворимость Si в Си в твердом состоя¬
нии изменяется в пределах от 5,3% при
842° С до 3,9% при 356° С. При 20° С рас¬
творимость, вероятно, не более 3,5%.
Деформируемые кремнистые бронзы по
этой причине содержат Si не более 3,5%.
При дальнейшем увеличении содержания
Si в структуре сплава появляются новые
фазы, снижающие ковкость сплава.
К деформируемым неупрочняемым
термической обработкой бронзам можно
отнести следующие:
1. Стандартный сплав Бр.КМцЗ-1
(эвердур) с содержанием 2,75—3,5% Si
и 1,0—1,5% Мп. Сплав этот имеет струк¬
туру смешанных кристаллов однородного твердого раствора, он
пластичен и в горячем и в холодном состоянии, технологичен в
отношении литья и обработки давлением, коррозионностойкий,
с достаточно высокими показателями физико-механических
свойств.
Эвердур — один из наиболее удачных заменителей оловя-
нистых бронз и по свойствам и по стоимости. Из него изготов¬
ляют прутки, проволоку, листы, ленты.
2. Менее употребителен стандартный сплав Бр.КЦЗ-1 для
листов; входящий в твердый раствор Zn изменений в структуре
не вызывает.
3. Сплав Бр.КЗ применяют для изготовления прутков.
217
Физико-механические свойства зарубежных кремнистых бронз
Материал
Состав, %
Физикомеханнческяе
свойства
Си
Sn
Si
Fe
Zn
°в
kTJmm*
электро¬
провод¬
ность, %
к меди
Телеграфная проволока
Телефонная проволока
99,94
97,12
0,03
1,14
0,03
0,05
Следы
»
М2
45.0
83.0
98
34
218
В группу литейных входят следующие сплавы:
1. Кремнемарганцовистосвинцовая бронза Бр.КМцСЗ-1 -4.
Входящий в состав этой бронзы свинец образует в структуре
сплава особую составляющую, которая затвердевает в послед¬
нюю очередь, способствует заполнению усадочных пор при кри-
Рис. 67. Диаграмма состояния сплавов системы Си—Si
сталлизации расплава и повышению плотности отливок, улуч¬
шает антифрикционные свойства.
Коэффициент трения бронзы по стали, по определению ЦНИЛ
Гипроцмо, равен 0,01013; износ бронзового и стального образ¬
цов в 2 раза меньше, чем у аналогичных образцов Бр.ОЦС4-4-4
и стали.
2. Бр.КЦ4-4 и Бр.КЦЗ-9.
На основании работы с кремнистыми бронзами Славинский
и Вол рекомендовали сплавы состава 93—96% Си; до 4% Si с
присадками 1,5—2% Fe и до 1% Мп в качестве антифрикцион-
Таблица 45
ных. В структуре этих сплавов при низких температурах появ¬
лялась особая светло-голубая составляющая, которая при вы¬
соких температурах исчезала; видимо, это появились силициды
FeSi или Mn2Si.
К особенностям литейных свойств кремнистых бронз можно
отнести то, что при плавке они обнаруживают сильно выражен¬
ную склонность к поглощению газов. Поэтому плавку их следует
вести под защитой древесного угля или флюсов. Процесс рас¬
плавления должен вестись возможно быстрее. При литье в
земляные формы фасонное литье получают неплотное, не выдер¬
живающее испытаний на гидропрочность. Лучшие результаты
получают при литье в сухие формы с подводом литников снизу.
Температуру литья надо держать не более как на 50° выше тем¬
пературы плавления (в пределах 1080—1100° С).
В настоящее время освоено полунепрерывное литье деформи¬
руемых слитков из Бр.КМцЗ-1.
В эвердуре и в других деформируемых сплавах кремнистых
бронз марганец играет роль рафинирующего средства: кремний,
окисляясь, образует при плавке мельчайшие частички Si02,
взвешенные в расплаве, присутствие их понижает жидкотеку-
честь и прочностные характеристики сплава. Марганец в виде
МпО в процессе плавки взаимодействует с Si02, дает силикаты,
которые всплывают наверх и удаляются из расплава со
шлаком.
В сплавах типа Бр.КМцЗ-1 марганец по мере увеличения его
содержания от 0 до 5% снижает растворимость Si в меди (при
200° С —до 0,2%).
Содержание Fe в твердом а-растворе в сплавах системы
Си — Si — Fe в зависимости от температуры меняется с 0,2%
при 700° С до 4% при 1100° С.
Обработка давлением качественно изготовленных слитков
Бр.КМцЗ-1 как.в горячем, так и в холодном состоянии идет без
затруднений. Оптимальная температура для горячего прессова¬
ния 800—830° С.
Слитки Бр.КМцЗ-1 толщиной около 90 мм с одного нагрева
катаются в полосу толщиной 12 мм.
Горячекатаная полоса без дополнительного отжига за один
прием (в 5 проходов) катается в холодную с 12 до 8 мм. Одна
из неприятных особенностей в технологии Бр.КМцЗ-1—это по¬
явление на поверхности обрабатываемых лент или проволоки
при отжиге трудно удаляемой травлением окалины. Поэтому
как промежуточный, так и выходной отжиг полуфабрикатов же¬
лательно производить в защитной атмосфере.
Отжиг лент в закрытых коробах с добавкой нескольких ку¬
сочков сухого дерева также дает удовлетворительные резуль¬
таты.
Травление лучше всего идет в 15%-ном растворе H2S04 с
добавкой 6—10% К2Сг207. Сваривается бронза Бр.КМцЗ-1 хоро¬
219
шо. При адетилено-кислородной сварке применяют флюс из 90%
безводной буры и 10% NaF в виде сухой смеси.
Одна из неприятных особенностей сплава Бр.КМцЗ-1 —
склонность к саморастрескиванию в прутках и проволоке. В пе¬
риод 1959—1960 гг. на заводах ГЦМО и в Гипроцмо были про¬
ведены исследовательские работы по изучению причин саморас¬
трескивания прутков и проволоки при хранении. Установлено,
что причина саморастрескивания — остаточные упругие напря¬
жения, и склонность к саморастрескиванию увеличивается с уве¬
личением содержания кремния.
Низкотемпературный отжиг в течение 2 ч при 300° С снижает
величину остаточных упругих напряжений лишь на 30—35%.
Более эффективным средством по устранению их оказалась
правка выходных прутков в косорасположенных роликах.
В практике Кольчугинского завода для изготовления спи¬
ральных пружин, работавших в челночной коробке металло¬
ткацких станков для отсечки погонялки, с успехом применяли
сплав бронзы состава 5% А1, 2% Si, остальное — Си. Пружины
из проволоки этого сплава, протянутой с обжатием около 45%*
имели Св — до 116 кГ/мм2, б = 2% и работали в 6 раз дольше,
чем пружины из обычной пружинной бронзы Бр.ОЦ4-3.
По литературным данным, известны сплавы системы
Си — Si — Мп с высоким содержанием марганца. Это так назы¬
ваемые «Исима-бронзы». Эти бронзы выдерживают горячую
обработку давлением и являются упрочняемыми. Подшипнико¬
вые вкладыши для прокатки станов из этих сплавов показывают
хорошую стойкость в работе.
Деформируемые сплавы этой группы с меньшим содержа¬
нием не закаливаются, но при высокой прочности и удлинении
имеют то преимущество, что являются жаропрочными, сохраняя
высокую прочность до температур 650° С.
Ниже под названием «Исима-бронзы» приводятся деформи¬
руемые сплавы следующего состава, %:
Подобные сплавы с присадкой цинка применяют и для фа¬
сонного литья.
Сплав с 12% Мп и 3% Si в литом (в песок) состоянии после
закалки имеет твердость в 2 раза большую, чем без закалки.
Бронзы нреинистонинелевые
упрочняемые (бронзы Корсона)
Бронзы Корсона стали известны в 1927 г. Корсон предлагал
к использованию группу новых упрочняемых термообработкой
сплавов на основе меди, содержащих относительно небольшие
Си
Мп
Si
220
количества кремния и значительно большие количества Ni, Со,
Cr, Fe.
Было установлено, что причина упрочняемости при термооб¬
работке этих сплавов заключается в образовании в структуре
сплавов соединений с кремнием (силицидов Ni, Со, Cr, Fe), ко¬
торые служат в них фазами-упрочнителями.
Изменение пределов растворимости силицидов никеля и ко¬
бальта в меди в зависимости от температуры показано на рис. 68.
На рис. 69 представлена диаграмма состояния сплавов
системы Ni — Si, а на рис. 70 изображены кривые изменения
пределов растворимости Si и Ni в
медном углу диаграммы системы
Си — Si — Ni при 900 и при 500° С.
Анализируя рис. 68, 69, 70, мож¬
но сделать следующие выводы:
1. Никель и кремний образуют
друг с другом несколько химических
соединений. Наиболее устойчивое из
них — соединение Ni2Si с отноше¬
нием Ni: Si = 4 : 1. Находясь в та¬
ком же примерно состоянии и в
сплавах с медью (бронзах), эти эле¬
менты могут образовывать там фазу
у на базе химического соединения
Ni2Si.
2. В псевдобинарной системе
Си — Ni2Si растворимость N'^Si в
меди изменяется в довольно широ¬
ких пределах: при температуре
1025°С она —8,3%, а при темпера¬
туре 300° С — 0,3 % •
3. Приведенные на рис. 70 кривые пределов растворимости Ni
и Si в системе сплавов Си — Ni — Si при температурах 900 и
500° С показывают следующее: верхняя кривая — максимальные
количества Ni и Si, переходящие в твердый раствор при 900° С;
нижняя кривая — количества Ni и Si, остающиеся в твердом
растворе после выдержки при 500° С.
Отсюда видно, что количество упрочнителя, которое может
выделяться при дисперсионном твердении сплава, является мак¬
симальным при содержаниях кремния и никеля в количествах,
близких к среднему составу Бр.КНЬЗ.
На рис. 71 показано, какое влияние на прочность сплава,
содержащего 95% Си, 4% Ni, 1% Si, оказывают температура и
продолжительность отпуска после закалки с 900° С.
Как показывают кривые, оптимальной температурой отпуска
можно считать 500° С, при которой максимальное значение ов
достигает после 2-ч отпуска. При 550° С этот максимум дости¬
гается через 45 мин, а при увеличении выдержки вследствие
Рис. 68. Пределы раство¬
римости силицидов Ni2Si и
Co2Si в меди в зависимости
от температуры
221
222
коагуляции дисперсно мелких выделений фазы-упрочнителя ав
начинает уменьшаться.
При 650° С процесс дисперсионного распада идет настолько
быстро, что на процесс возникновения обособленных выделений
накладывается процесс коагуляции их и ав не достигает
максимума.
Рис. 69. Диаграмма состояния сплавов сис¬
темы Ni—Si
При 350° С, наоборот, процесс дисперсионного распада пере¬
сыщенного раствора идет замедленно и не достигает необходи¬
мой полноты.
При изготовлении прутков диаметром 26 мм из Бр.КН1-3
применяют следующую технологию.
Плавку осуществляют в электропечах Аякс под защитным
слоем древесного угля. Разливают в водоохлажда'емые излож¬
ницы диаметром 165 мм, высотой 1650 мм, через графитовую
воронку с отверстием диаметром 28 мм. Температуру литья
поддерживают в пределах 1170—1200° С. Изложницы смазывают
мазью (состав: 40% мыла, 40% растительного масла, 20% кани¬
фоли).
Перед прессованием слитки нагревают до 890—910° С; первое
прессование осуществляют на 1500-г прессе из контейнера диа-
метром 170 мм на прутки диаметром 97 мм. Разрезанные на
шашки прутки снова нагревают в печи до 870—900° С и прессу¬
ют на 600-г прессе на прутки диаметром 26 мм.
Прутки подвергают термической упрочняющей обработке:
нагрев под закалку при 850—870° С, старение при температурах
500 и 450° С с выдержками 0,5;
1; 2; 3 ч и с охлаждением на
воздухе.
Результаты испытаний при¬
ведены в табл. 46, 47.
Сплавы Корсона, содержа¬
щие до 7% Ni, можно катать в
горячем виде и ковать.
Рис. 70. Пределы растворимости
никеля и кремния при 900е С и
при 500° С сплавов системы Си—
Ni—Si
Рис. 71. Влияние температуры и
продолжительности отпуска на
прочность бронзы, закаленной
с температурой 900° С
Сплав с 3% Ni уже при нагреве до 830° С приобретает одно¬
фазное строение, которое может быть сохранено и при комнат¬
ной температуре путем быстрого охлаждения с 830°С (закалки).
Таблица 46
Влияние упрочняющей термической обработки
на механические свойства Бр. КН1-3 (бронзы Норсона)
Старение при 500° С
Старение при 450° С
Режим обработки прутков
из бронзы Бр. КН1-3
8
НВ
°в
6
НВ
кГ/мм3
%
кГ/мм*
кГ/мм*
%
кГ!мм2
Прутки прессованные .
После закалки при 850—
870° С
После старения в тече¬
ние, ч:
0,5
1.0
2,0
3,0
223
При нагреве до 900° С сплав имеет грубозернистое строение.
Введение в бронзу Бр.КН1-3 небольших присадок смеси
редкоземельных элементов La, Се, Dy в виде мишметалла в ко¬
личестве от 0,15 до 0,30% от веса жидкого металла благоприят¬
но влияет на повышение механических свойств сплава. Добавка
мишметалла в больших количествах вызывает появление хруп¬
кости.
Таблица 48
Влияние термической и механической обработки
иа прочностные свойства Бр. КН1-3
Вид обработки
kTJmm*
кГ/ммл
нв
кГ/ммя
Б
%
После закалки с 780° С
С 10
С 30
С60
Снижение
и отпуска при 400° С
до 56
до 67
до 190
с 40 до 5
После закалки, нагар-
товки с обжатием (с ди¬
аметра 23 мм до диамет¬
ра 16 мм) и отпуска при
400° С
С 15
С 50
С 118
10
до 77
до 80
до 202
Структура Бр.КН1-3 в отожженном виде состоит из зерен
a-твердого раствора Ni2Si и меди с незначительным содержа¬
нием голубоватых включений Ni2Si по границам зерен. Введение
в сплав мишметалла увеличивает число включений. При дли¬
тельном отжиге (10—15 ч) при 800—850° С выделения Ni2Si
исчезают. При нагреве до 900° С в сплаве с 0,2% мишметалла
зерна примерно в 8 раз мельче, чем в Бр.КН1-3.
В СССР из предложенных Корсоном сплавов используется
только Бр.КН1-3 (ЦМТУ 194—41).
Алюминиевонинелевые
бронзы
Куниаль А (Бр.НА14-3) и куниаль Б (Бр.НА6-1,5) входят в
группу упрочняемых термической обработкой бронз.
Неограниченная растворимость никеля в меди в твердом
состоянии общеизвестна. Растворимость Ni в А1 в твердом
состоянии по Рентгену и Коху при 560° С равна 0,02%- В присут¬
ствии алюминия растворимость Ni в Си снижается с увеличени¬
ем содержания алюминия и с понижением температуры, как
видно на диаграммах рис. 72, 73.
Диаграмма рис. 74 показывает, что сплавы системы
Си — Al — Ni могут подвергаться упрочнению путем закалки с
последующим при отпуске дисперсионным распадом и твердени¬
ем. Кроме того, эта диаграмма показывает, что вправо от ли¬
нии АВ все сплавы после закалки могут содержать р-состав-
224
ляющую. Влево от линии АВ при 900° С — область только
а-кристаллов.
Внутри участка CBD в зоне a-кристаллов при медленном
охлаждении сплавы выделяют вторичную составляющую.
Точка а на диаграмме— фигуративная точка сплава с 6% Ni
и 1,5% А1 (Бр.НА6-1,5).
Рис. 72. Диаграмма состояния сплавов систе¬
мы Си—А1—Ni (медный угол). Изотермы на¬
сыщения в области а при температурах, °С:
/ — 600; 2 — 720; 3 — 775; 4 — 825; 5 — 850; 6 — 875
Рис. 73. Диаграмма растворимости Ni в меди в
зависимости от температуры и содержания А1, %:
/ — 0,5; 2 — 1,0; 3 — 2,0; 4 — 3,0; 5 — 4.0; 6 — 5.0
Так как точка а лежит немного выше пределов растворимо¬
сти А1 и Ni в сплаве Бр.НА6-1,5, то количество фазы упрочни-
теля, которое может выделиться при отпуске закаленного
сплава в процессе распада пересыщенного раствора и диспер¬
сионного его твердения, будет относительно невелико и эффект
старения незначительный. При старении других сплавов, фигу¬
ративные точки которых лежат выше и правее точки а, избы¬
точная (упрочняющая) фаза будет выделяться в больших
15 д. и. Сучков 225
количествах и эффект старения в отношении прочностных пока¬
зателей будет выше. Однако судить о качествах технических
сплавов, особенно деформируемых, можно с учетом не только
механических, но и технологических свойств (литейных, обраба¬
тываемости давлением, резанием, коррозионных* антифрикцион¬
ных свойств и т. д.).
Представленная на рис. 75 диаграмма состояния сплавов
системы А1 — Ni показывает, что А1 и Ni в сплавах друг с дру¬
гом могут образовывать фазы: р — на базе прочного химическо¬
го соединения AINi химическое соединение Al^Ni (образующееся
по перитектической реакции при температуре 1132° С), химиче¬
ское соединение Al3Ni (образующееся также по перитектической
реакции при температуре 842°С). Установлено, что при мед¬
ленном охлаждении с температуры 1000—900° С куниаль А мо¬
жет выделять избытки А1 в виде фазы р или Al2Ni + р.
Из всего сказанного можно заключить, что в зависимости от
состава и от вида термической обработки (закалки с разных
температур, отпуска при разных температурах и с разной вы¬
держкой закаленного сплава, а также от обработки давлением
и отжига при разных температурах холоднодеформированного
металла) можно в очень широких пределах менять структуру
бронз и связанные с нею свойства их.
На рис. 76 сопоставлены кривые изменения твердости у спла¬
вов Бр.НА6-1,5, JIHA72-6-l,5 и для сравнения с ними
Бр.ОНА4-6-1,5, подвергнутых сначала закалке с 900° С, а затем
отпуску в течение 2 ч при разных температурах. Максимальный
эффект при дисперсионном твердении наблюдается у оловянно¬
никелевоалюминиевой бронзы, твердость которой при этом воз¬
растает более чем в 2 раза, у бронзы Бр.НАб,0-1,5 — почти в
2,5 раза, у латуни ЛНА 72-6-1,5 — также в 2,5 раза. Бронза
226
Рис. 74. Диаграмма состояния сплавов систе¬
мы Си—А1—Ni (медный угол). Кривые раст¬
воримости:
1 — при 200° С; 2 — при 900® С
Бр.НА14-3, прокатанная в горячем и в холодном состоянии, за¬
тем закаленная при 900° С, имеет значения <тв = 38 — 35 кГ/мм2
и б = 20%, а после отпуска при 550° С в течение 2—3 ч —
Св = 80—90 кГ/мм2 и б = 5%. У бронзы Бр.НА6-1,5 (в виде
пружин) после облагораживающего отпуска сгв = 75 кГ/мм2\
6 = 4,0%.
С. О. Цобкало и 3. А. Ващенко сообщили следующее. Изго¬
товляемая для пружин лента из сплава Бр.НА6-1,5 была зака
лена в воде с температуры 750° С, после закалки прокатана с
обжатиями 33—85%, а затем подвергнута отпуску в течение
2—4 ч, при температурах 450—500° С. В результате дисперсион¬
ного твердения лента показала значительное увеличение предела
упругости и уменьшение упругого последействия сплава.
Куниаль-бронзы имеют еще одну положительную особенность
в своих свойствах: при низких температурах до —120 и —180° С
они не только не теряют своей прочности и пластичности, но по¬
казывают их повышение.
Прутки сплава куниаль А после правки в холодном состоя¬
нии не дают заметных изменений механических свойств, но при
нагреве выше 300° С на них могут появляться трещины, идущие
по границам зерен в местах скопления остаточных упругих на¬
15*
227
Рис. 75. Диаграмма состояния сплавов систе¬
мы Al—Ni
220
пряжений. После правки и закалки при температуре 750° С и
выше при последующем нагревании прутки не проявляют склон¬
ности к растрескиванию.
Поэтому правку прутков следует производить сейчас же пос¬
ле их горячего прессования, пока температура их не опустится
ниже 700° С.
Сплавы куниаль-бронз склонны к газопоглощению и потому
при плавке нуждаются в защите от окисления и газопоглощения.
Плавка куниаль-бронзы на
шихте из свежих металлов
ведется по тому же принципу,
что алюминиевых, оловянистых
и других бронз. Сначала под
защитой древесного угля пла¬
вят медь, затем ее раскисляют.
После раскисления вводят¬
ся другие компоненты в виде
лигатуры. Хотя А1 и Si — энер¬
гичные раскислители для меди,
но их окислы (А1203 и Si02)
очень прочные, стойкие. Часть
этих окислов, оставаясь в спла¬
ве во взвешенном состоянии,
ухудшает жидкотекучесть спла¬
ва и физико-механические
свойства слитка. Другая часть,
образующая на поверхности
расплава в печи или на поверх¬
ности струи металла прочную
пленку, препятствует дальней¬
шему проникновению газов
в расплаве. При непрерывном
литье поверхность равномер¬
но текущей в кристаллизатор
струи алюминиевого сплава по¬
крывается на всем протяже¬
нии корочкой А1203, удерживающейся на месте до тех пор, пока
она не обрывается, затем падает в форму, где, вмерзая в слиток,
снаружи образует шероховатости или складки, а внутри — места
наибольшей слабины, где легче всего при обработке возникают
трещины или плены. Пока корочка не оборвалась, на всем про¬
тяжении струи металл течет внутри ее, как внутри трубы, под на¬
дежной защитой от окисления и газопоглощения, и такое состоя¬
ние литья носит особое название — «литья в чулочке».
Аналогичные тонкие пленки окислов могут попадать и в
отливки из куниаль-бронзы, а потому эти бронзы надо беречь
от газопоглощения и при плавке и при литье. Для этих целей
можно применять плавку под защитным активным слоем смеси
228
Рис. 76. Изменение твердости по
Виккерсу в зависимости от тем¬
пературы отпуска:
1 — Бр. OHA4-6-1.5; 2 — Бр. НАб-1,5:
3 _ ЛНА72-6-1,5
солей: 60% криолита и 40% фторнатрия (NaF). В качестве ра¬
финирующего расплав средства для удаления газов и увлечения
взвешенных в расплаве частичек окислов в шлак перед разлив¬
кой рекомендуется добавка смеси солей NaCl или КС1 и NaF
или KF в количестве от 0,5 до 3% от веса плавки, с тщательным
(спокойным) перемешиванием расплава после введения солей.
Доступным и хорошим средством предохранения слитка от
попадания в него твердых частичек окислов и шлаков служит
разливка (после спокойного отстаивания расплава) с помощью
ковша чайникового типа.
Но самый надежный способ получения безукоризненно плот¬
ного, свободного от газов с высокими физико-механическими
свойствами слитка — это плавка и литье под вакуумом, особен¬
но в тех случаях, когда повышенные затраты оправдываются
ответственным назначением отливок.
Структура круглых слитков алюминиевоникелевых бронз
при обычной разливке — столбчато-равноосная. Вследствие
большой усадки сплава и газовыделения в литниковой части
слитка наблюдается рыхлость, которую можно предотвратить
или сократить, применяя горячие надставки и доливки. Степень
крупности дендритов зависит от скорости затвердевания.
После гомогенизирующего нагрева перед горячей обработкой
давлением, после дробления зерен хрупких составляющих при
горячей и холодной обработке давлением и после рекристалли-
зационных отжигов структура сплава приобретает в основном
строение, свойственное однородному твердому раствору в виде
полиэдрических кристаллов, даже с признаками двойникования.
Между зернами твердого раствора располагаются отдельные вы¬
деления второй фазы (алюминиевоникелевой составляющей).
Сплавы, фигуративные точки которых размещены внутри
заштрихованной области (см. рис. 74), после закалки с высоких
температур (800—950° С) имеют полиэдрическую однофазную
структуру. При отпуске она становится двухфазной. При распа¬
де пересыщенного твердого раствора возникают и обособляются
мельчайшие включения новой фазы. Количество и степень круп¬
ности их увеличиваются с повышением температуры и продол¬
жительности отпуска.
По некоторым данным, максимальный эффект облагоражива¬
ния проявляется в алюминиевоникелевых бронзах при следую¬
щих соотношениях количеств, содержащихся в них А1 и Ni:
10% Ni и 2% Al; 20% Ni и 2,5% Al; 30% Ni и 3,0% Al; 45% Ni
и 4,0% Al. Из сплавов этой группы лучшими можно считать
следующие: холоднодеформирующийся сплав состава 92% Си,
4% А1, 4% Ni и холоднодеформирующийся облагораживающий¬
ся сплав состава 91% Си, 7,5% Ni, 1,5% Al. По тем же данным
облагораживаемым сплавом является и куниаль-латунь, содер¬
жащая 72% Си, 20% Zn, 6% Ni, 1,5% Al, которая дает лучший
эффект при облагораживании при соблюдении следующего
229
режима: закалка с 800—900° С; температура отпуска без накле¬
па (после закалки) 500° С; с наклепом 10% (после закалки)
450° С; с наклепом 50% (после закалки) 400° С; с наклепом 80%
(после закалки) 375° С. Это указывает на то, что наклеп зака¬
ленного сплава облегчает дисперсионное твердение сплава.
Кроме бронз чисто алюминиевоникелевых или с незначитель¬
ными добавками других элементов, в зарубежной практике при¬
меняют различные высококачественные упрочняемые бронзы
многокомпонентные, но сложные по составу.
В качестве примера можно привести новый сплав под назва¬
нием «суперстон 40». Это бронза, содержащая 75% Си; 8,0% А1;
2,0% Ni; 12% Мп; 3% Fe. Механические свойства ее: ов =
= 69 кГ/мм2, оо,2 = 34 кГ/мм2, б = 26%, НВ = 185 кГ/мм2.
Путем термической обработки указанные свойства можно
повысить и получить Ов до 88 кГ/мм2, <у0>2 до 53 кГ/мм2, б = 12%.
Сплав — коррозионно- и кавитационностойкий, пригодный для
изготовления пароходных гребных винтов.
При изыскании антифрикционных сплавов, стойких в мор¬
ской воде, в Гипроцмо был найден и предложен сплав
Бр.АМцН 10-2-5 (состав: 80—84% Си; 9,5—11% А1; 1,5—2,5% Мп;
4,5—5,5% Ni; 0,1—0,8% Fe; 0,05—0,25% Si).
По антифрикционным свойствам этот сплав близок к
Бр.ОФЮ-1. Коррозионная стойкость его в 14 раз выше, чем у
бронзы марки Бр.АМц9-2.
Свинцовистые безоловянистые
бронзы
Медносвинцовистые и другие свинцовистые безоловянистые
сплавы на медной основе с высокими антифрикционными свой¬
ствами имеют широкое применение.
Об оловянистых подшипниковых бронзах, деформируемых и
литейных, было сказано выше.
Краткая история подшипниковых сплавов следующая. До по¬
ловины XIX века общепризнанным подшипниковым материалом
была оловянистая бронза. В 1839 г. Исаак Баббит предложил
найденный им для подшипников сплав состава 83% Sn, 11% Sb
и 6% Си. Этот сплав, названный по имени изобретателя, прочно
вошел в употребление и до сих пор считается одним из лучших
подшипниковых материалов.
С 1870 г. широкое применение в железнодорожном хозяйстве
Англии нашла бронза с 10% Sn и 10% РЬ. Исследования
показали, что сопротивление истиранию у свинцовооловянистых
бронз растет с повышением содержания в них свинца, что в
бронзе с 5% Sn можно удержать без расслаивания до 30% РЬ и
что в подшипниковой бронзе снижать содержание олова до 4,0%
и более не следует, так как бронза становится мало устойчивой
против износа.
230
Так как во всех оловянистых и безоловянистых подшипнико¬
вых сплавах свинец играет исключительно важную роль в обра¬
зовании благоприятной структуры, ознакомление с характером
взаимодействия меди и свинца в сплавах системы Си — РЬ со¬
вершенно необходимо.
На рис. 77 видно, что растворимость свинца в меди в твердом
состоянии очень низка.
Сплавы, содержащие более 0,02% РЬ, кристаллизуются с
образованием очень бедных свинцом кристаллов твердого рас¬
твора, которые после остывания содержат свинца не более 0,02%.
Важнейшая особенность процесса кристаллизации сплавов
системы Си — РЬ заключается
в следующем.
Все сплавы, составы кото¬
рых расположены на горизон¬
тали от точки К до точки, соот¬
ветствующей 92,5% РЬ, кри¬
сталлизуются из расплава при
одновременном сосуществова¬
нии трех фаз: 1) кристаллы
состава точки К, 2) жидкость
с 36% РЬ и 3) жидкость с
92,5% РЬ.
В зависимости от содержа¬
ния РЬ жидкая фаза с 92,5%
РЬ более или менее длительное
время в кристаллизации не
участвует, пока не израсхо¬
дуется вся жидкость с 36% РЬ.
Будучи значительно тяже¬
лее меди и находясь в бездей¬
ствии, эта жидкость начинает
опускаться вниз.
Чем больше сплав содержит
свинца, чем медленнее идет процесс затвердевания, тем благо¬
приятнее условия для ликвации по удельному весу. Для получе¬
ния тяжелых отливок из таких сплавов, с равномерным распре¬
делением свинца во всех частях их объема, необходимо макси¬
мальное ускорение процесса затвердевания и введение в состав
сплава добавок других элементов, тормозящих или предотвра¬
щающих ликвацию по удельному весу.
При большой скорости кристаллизации дендритная структура
скелета медносвинцовистых сплавов получается мелкокристал¬
лической. Краткость времени и густая сетка тонких дендритов
почти чистой меди мешают обособлению компактных масс тяже¬
лой и легкоплавкой свинцовистой составляющей: она распола¬
гается в виде включений между мелкими дендритами твердого
раствора.
231
Рис. 77. Диаграмма состояния
сплавов системы Си—РЬ
В СССР стандартные сплавы свинцовистых бронз следую¬
щие:
1) Бр.СЗО (для заливки подшипников), состава 27—33% РЬ;
Си — остальное. В числе допускаемых примесей 0,5% Ni, до
0,25% Fe. Эти примеси способствуют измельчению структуры и
ослаблению ликвации по удельному весу;
2) сплав Бр.СН60-2,5 состава 57—63% РЬ; 2,25—2,75% Ni
и Си — остальное.
В этом сплаве Ni — специальная добавка, его назначение —
способствовать образованию тонковетвистой сетки первичных с
повышенной температурой затвердевания кристаллов медно¬
никелевой составляющей, задерживающих ликвацию по удель¬
ному весу.
Структура свинцовистых бронз состоит из дендритных кри¬
сталлитов почти чистой меди с включениями между ними свин¬
ца. На поверхности полированного нетравленого шлифа свинцо¬
вистой бронзы отчетливо видны очертания более твердых кри¬
сталлитов почти чистой меди и затемненные (благодаря
большему истиранию при полировке) очертания свинцовой
составляющей.
При сравнении свойств свинцовистой бронзы Бр.СЗО и других
подшипниковых материалов ее преимущества заключаются в
том, что ее твердость при комнатной температуре равна
28 кГ/мм2, при нагревании даже до 150° С она снижается лишь
до 15 кГ/мм2. Очень важное свойство этой бронзы — высокая
теплопроводность, благодаря которой она очень хорошо отводит
Таблица 48
Благоприятные температурно-силовые условия работы
подшипниковых материалов
Материал
Удельные
давления
на подшипник
кГ/см*
Окружные
скорости
шейки вала
м{сек
Предельно*
допускаемая
температура
разогрева
подшипника
при работе
°С
Бр. ОФЮ-1
Ог 50
до 400
12
1,5-2,0
150
Сплав на алюминиевой основе ....
От 20
до 300
15
1.5-2,0
150
Свинцовистая бронза
От 30
до 250
15
1,5
120
Баббит Б83
От 12
до 180
40
1,5-2,0
75—85
Пластмасса
От 5,0
до 100
10
1,5
40
232
тепло, возникающее при трении. Теплопроводность Бр.СЗО при¬
мерно в 4 раза выше, чем у оловянистой бронзы, и в 6 раз выше,
чем у баббитов.
По данным А. К. Зайцева, типичные антифрикционные спла¬
вы могут нормально работать при условиях, приведенных
в табл. 48.
Чисто свинцовистые бинарные (Си — РЬ) бронзы наряду с
указанными выше положительными свойствами имеют недо¬
статки.
1. Упомянутая склонность к ликвации по удельному весу.
2. Склонность к обратной ликвации, выражающейся в том,
что ликвирующий в процессе кристаллизации из расплавленного
состояния свинец как бы выпрессовывается в периферические
слои отливки, вследствие чего последние сильно обогащаются
свинцом.
3. Когда подшипники свинцовистой бронзы сильно разогре¬
ваются, свинец выжимается и бронза теряет антифрикционные
свойства. Медь, размягчаясь, налипает на шейку вала, возни¬
кает заедание подшипника.
Твердость свинцовистых бронз значительно ниже, чем у
оловянистых. Ниже приведены сравнительные данные значений
твердости по Бринелю, кГ/мм2:
Б83 30 Бр. ОФЮ-1 80—120
Бр.СЗО 30 Бр. ОСЮ-10 60—70
Бр. СНбО-2,5 14,0
В процессе изыскания путей повышения прочностных свойств,
в целях более широкого использования их в качестве замените¬
лей оловянистых бронз было найдено, что введение некоторых
добавочных легирующих элементов, не ухудшая антифрикцион¬
ных свойств, может значительно повысить их прочностные по¬
казатели.
Введение в свинцовистые бронзы типа Бр.СЗО добавок Ni,
Sn, Мп (а в небольших количествах даже Р, As), которые
образуют твердый раствор с медью, повышает и твердость и
прочность сплава и создает возможность использования их при
более высоких удельных давлениях на шейку вала.
Если бинарные свинцовистые бронзы выдерживают удельное
давление до 200 кГ/см2, то легированные свинцовистые бронзы
могут выдерживать удельное давление до 350 кГ/см2 при отно¬
сительно высоких скоростях и хорошо переносят ударную
нагрузку.
Бинарные свинцовистые бронзы типа Бр.СЗО по своим анти¬
фрикционным свойствам близки к баббиту Б83. Часто в них
можно обнаружить небольшие присадки Ni, Ag, V, Zr, Si, вво¬
димые для предотвращения ликвации. Кроме того, эти добавки
придают сплаву более однородную мелкозернистую струк¬
туру.
16 Д. И. Сучков
233
Для изготовления литых массивных ответственных подшип¬
ников свинцовистые бронзы недостаточно прочны (в отношении
ов, НВ и ан), но когда они наносятся в виде тонкого слоя толщи¬
ной 2—2,5 мм на внутреннюю поверхность стального кольца —
подшипниковой втулки или сталь¬
ной ленты толщиной около 2,0 мму
из которой потом делают подшип¬
ники в виде втулок или вклады¬
шей, последние находят широкое
применение в двигателях внут¬
реннего сгорания в авиа- и авто¬
тракторостроении.
При изготовлении плакирован¬
ной стальной ленты для шатунов
грузовых автомобилей в СССР
применяют Бр.СЗО.
Для повышения св, НВ, ак до
значений, свойственных оловянис-
тым бронзам, в свинцовистые
бронзы вводят присадки других
компонентов: Ni, Мп, Al, As, Р,
Si, V, Ag, Sn, Zn, Zr, Те. Из этих
присадок только Р, Zr и Те не растворимы в меди или растворимы
незначительно. Все остальные растворимы в меди в количествах
не менее 3,5% и вступают в
твердый раствор, образуя с
медью следующие смешан¬
ные кристаллы повышенной
прочности: Те — Си2Те;
1% Р — Си3Р; 0,5% Zr-
CuaZr; Fe — железистую
составляющую (почти чис¬
тое Fe).
В качестве примера леги¬
рованных свинцовистых
бронз можно привести
сплав, предложенный А. А.
Луневым в 1936 г. и внед¬
ренный в производство на
заводе «Манометр».
На рис. 78 представлена диаграмма системы Си — РЬ — Р с
кривыми Лунева, показывающими границу расслоения сплавов
системы Си — РЬ — Р в жидком состоянии (кривая/—/) и
границу устойчивости против разделения при затвердевании
(кривая II—II). Лучшим сплавом оказался сплав Бр.ФС2,5—12,5
(точка А).
Структура сплава оказалась состоящей из дендритов основ¬
ного твердого раствора а (на основе меди), островков между
Рис. 79. Граница расслаивания спла¬
вов системы Си—РЬ—Р, содержа¬
щих от 0 до 2,5% Р и от 0 до 30% РЬ
234
дендритами, состоящих из эвтектики а + Си3Р, и включе¬
ний РЬ.
Указанный сплав обладал недостаточной ударной вязкостью,
но присадка 0,5% Ni заметно повысила вязкость.
Влияние присадок фосфора в свинцовистые бронзы изучалось
в Ленинградском металлургическом институте под руководством
М. П. Славинского. На основании работ Славинского и Лунева
построена приведенная на рис. 79 диаграмма, где дается кривая,
определяющая границу расслаивающихся сплавов.
Кривая показывает, что в сплавах с 30% РЬ расслаивание
наблюдается при содержании фосфора ^ 0,25%, а в сплавах
с 20% РЬ — при содержании фосфора ^ 1,0%.
Телефонные и другие бронзы
с высокими значениями
электропроводности и прочности
Современные широко развитые сети воздушных линий связи
требуют больших количеств проволоки для телеграфных, теле¬
фонных и прочих проводов. Тонкая телефонная проволока, на¬
тянутая на столбах, расстояние между которыми 50 м, кроме
высокой электропроводности, должна иметь высокую прочность
на растяжение: св должно быть не менее 75 кГ/мм2. Одновре¬
менно с высокой прочностью на разрыв телефонная проволока
должна быть достаточно вязкой, что необходимо при закрепле¬
нии ее на столбах и при сращивании концов. При испытании
она должна выдерживать двукратное навивание ее на собствен¬
ный диаметр и развивание без изломов.
Всем этим требованиям чистая медная проволока в целом
не удовлетворяет.
В дореволюционное время телефонная проволока готовилась
из 3 сплавов:
1) медь с 0,5% Sn отожженная имела ов = 30 кГ/мм2 и
6 = 35%, а твердотянутая имела ав = 56 кГ/мм2, 6 = 15%; это
была «мягкая бронза» с электропроводностью 60% от электро¬
проводности меди;
2) «бронза обыкновенная» с 1,0% Sn, электропроводность
43%;
3) «бронза твердая» с 1,5% Sn, электропроводность 33%.
Дореволюционную телефонную бронзу с целью получения
максимальной прочности катали на проволочнопрокатном стане
до диаметра 9,0 мм, перед пропуском в последний ручей
диаметром 7,0 мм проволока охлаждалась водой, после этого
она подвергалась без отжига волочению с диаметра 7,0 мм до
диаметра 1,77 мм. При горячей прокатке без замочки в воде ка¬
танка давала ств = 65,3 кГ/мм2, а при прокатке с замочкой
ав = 69,1 кГ/мм2.
В настоящее время оловянистые телефонные бронзы в ос¬
новном повсюду заменены другими сплавами.
16*
235
В результате исследований были установлены 2 новых сплава
телефонных бронз, которые с 1929 г. вошли в ГОСТ (табл. 49).
Таблица 49
Телефонные бронзы
Состав, %
Температура, °С
н
£ о
S А
S
. ег
ч ас
о *
о Й
CI «в 3(
г 4
as х схо
о Н W
Sn
Cd
Mg
Си
плавления
литья
горячей
обработки
Коэффицие
нейного pi
реиия
сх
С чо
О
£ д
I*
Л х
Удельное
ское сопро
иие для те
проволоки,
0,15
0,15
0,3
Осталь¬
ное
1060
1150
790—
810
0,000017
33,6
0,0298
0,5
0,3
0,4
То же
1060
1150
790—
810
0,000017
23,5
0,0425
Продолжение табл. 49
SC
се £ .
Механические свойства
а ° о
ЯН0*
о.5 с
отожженная
нагартованиая
£18§
cxs Р s
|!ё:
«в
кГ/мм*
6. %
диаметр
проволоки
мм
°в
кГ/мм1
5, %
п
г
N
0,00152
26—30
38—45
1-1,2
70—78
1—2
12—18
5
1—2
0,00152
28—32
35—40
2,5
60—65
1—2
5—8
5
1—2
Пр нмечаиие. п — число перегибов до излома (в плашках);
г — радиус эакругления плашек, мм\
N — число навертываний на цилиндр равного с проволокой диаметра
и развертываний.
В зарубежных странах провода воздушных линий связи
много лет готовят из меди с добавкой 0,1 или 0,4—0,8% Mg или
с присадкой Si, Sn (сплавы «силикон-бронза»* «олимпик-брон-
за» и др.).
В 1960 г. сплав Bp.MgO,8 предложен Гипроцмо к внедрению
в СССР.
Недавно в зарубежной технике появился новый сплав высо¬
кой прочности и электропроводности — это медь с 0,15% Zr.
Ее электропроводность составляет 96% от электропроводности
меди, в то время как электропроводности кадмиевой, бериллие-
вой и никелевокремнистой меди составляют соответственно 87,
55 и 35%.
Около 25 лет тому назад в технике появились новые медные
сплавы, которые при небольших добавках хрома позволяют со-
236
хранить достаточно высокую электропроводность и получить
высокие прочность, вязкость, жаропрочность, сопротивление из¬
носу от истирания.
Одним из представителей этой группы является хромоцинко¬
вая бронза (сплав Меллори) состава 98,76% Си; 0,75% Сг;
0,5% Zn. Твердость сплава ИВ = 150 кГ/мм2; ов (у прутков) =
= 49 кГ/мм2; б « 15%; яр = 50%; электропроводность равна 50%
от электропроводности меди; сопротивление ползучести не ме¬
нее, чем в 2 раза выше, по сравнению с медью; сопротивление
износу (от истирания) в 3 раза выше, чем у твердотянутой
меди.
Даже при нагревании до 400—500° С эта бронза длительное
время не теряет прочности.
Слитки хромоцинковой бронзы в небольших количествах
готовят так: в графитовом тигле под флюсом (стекло -|- плави¬
ковый шпат + сода) сначала расплавляют медь. Температуру
доводят примерно до 1300° С, затем вводят хром (в лигатуре
Си + Сг с избытком Сг, равным 5% от ожидаемого в сплаве) и
цинк (в виде томпака или другого сплава). Ванны перемешива¬
ют графитовым стержнем и оставляют в покое. По достижении
температуры около 1150° С добавляют сухой песок, шлак дела¬
ется более вязким, для облегчения литья его отодвигают к
стенке тигля и отливают в форму.
Согласно диаграмме состояния системы Си — Сг максималь¬
ная растворимость Сг в меди при 1076° С равна 0,5%, при ком¬
натной близка к 0%. По этой причине в структуре сплавов с
содержанием 0,75% Сг, кроме кристаллов однородного твердого
а-раствора, наблюдается еще эвтектика а + Сг, которая сильно
препятствует рекристаллизации сплава. Слитки получаются
плотными, катаются в горячем виде.
При изучении изменения свойств под действием разных фак¬
торов в сплавах системы Си — Сг установлено, что электросо¬
противление их с увеличением содержания Сг от 0 до 8% плавно
возрастает примерно в 5 раз.
Твердость по Бринелю у литых сплавов, а после прокатки и
закалки с 950° С у всех сплавов изменяется очень мало. После
закалки и холодной прокатки с обжатием 80% электропровод¬
ность у всех сплавов изменяется также мало. Но твердость после
закалки в 2,5 раза ниже, чем после холодной прокатки.
Близкий к меллори стандартный сплав, содержащий 0,5% Сг,
0,1% Ag; остальное Си, известен под названием купаллой.
Слитки его диаметром 162 мм, длиной 500 мм хорошо выдержи¬
вают горячее прессование при температуре 800—850° С на диа¬
метр 80 мм и горячую прокатку с диаметром 80 мм в катанку
диаметром 7,0 мм.
Купаллой — облагораживаемый сплав.
Проволока из этого сплава диаметром 5,0 мму закаленная с
925° С, холоднодеформированная с обжатием 50% и затем в
237
течение 30 ч выдержанная при 400° С, имеет ов до 50 кГ/мм2 и
НВ = 130 кГ/мм2.
По Хансену, хром и серебро при комнатной температуре
взаимно нерастворимы и никаких химических соединений не об¬
разуют, а растворимость серебра в меди также близка к нулю.
Упрочняемость купаллоя предположительно можно считать ре¬
зультатом выделения из пересыщенного при закалке хромом и
серебром твердого раствора мелких кристаллов почти чистого
серебра и мелких кристаллов почти чистого хрома. Особенного
внимания заслуживают высокие значения электропроводности
этого сплава, равные 88% по отношению к чистой меди, и тепло¬
проводности, равные 80—90% от значения для чистой меди.
Благодаря этим свойствам из купаллоя изготовляют элек¬
троды для сварочных аппаратов, контактные кольца, пружины,
пластинки коллекторов (коллекторные шины, предохранительные
зажимы и т. п.).
При изготовлении прутков из хромистой бронзы иногда бы¬
вает брак по шиферному излому. Изучение причин брака пока¬
зало, что при изготовлении сплава из чистых металлов шифер-
ность снижается, плавка с применением загрязненных отходов
увеличивает шиферность.
При проведении опытов с целью улучшения технологии плав¬
ка велась в низкочастотной печи с железным сердечником емко¬
стью 600 кг под покровным флюсом из криолита в смеси с боем
графитовых электродов. При раскислении опробованы присад¬
ки Mg, Al, Be. Лучшие результаты при раскислении показал AI
с применением флюса из смеси 75—80% плавикового шпа¬
та + 20—25% криолита.
Порядок загрузки шихты: загрузка катодной меди, потом от¬
ходов, при 1300° С — лигатуры Си + Сг и фосфористой меди с
содержанием фосфора более 0,01%.
Литье в печи Аякс с разливной коробкой вели полунепрерыв¬
ным способом.
Поверхность металла в кристаллизаторе покрывали сплош¬
ным слоем просушенной и прокаленной голландской сажи. Тем¬
пература литья 1330—1380° С.
Во всех прутках из слитков, полученных при описанных вы¬
ше условиях, шиферность в изломе отсутствовала.
Из бронзы Бр.Х0,5 готовят не только прутки, но и полосы.
В работах Д. Г. Бутомо и др. сообщается, что при изготовлении
тонких полос (и лент) бронза Бр.Х0,5 в зависимости от приме¬
няемой технологии может проявлять резко выраженную анизо¬
тропию механических свойств. Так, например, промежуточный
отжиг при 700—850° С с медленным охлаждением и последую¬
щая сильная деформация (до 95% обжатия) вызывают при ре¬
кристаллизации текстуру — резкое ухудшение механических
свойств и фестонистость при штамповке колпачков. Закалка при
1000° С, повышая количество хрома, переходящего в твердый
238
раствор, затрудняет образование преимущественной ориентации,
возникающей при деформации, и улучшает при последующем
нагреве прочностные свойства.
При выборе технологии для получения мелкозернистой струк¬
туры тонких полос из Бр.Х0,5 пробные слитки 200 X 1100Х
X 1100 мм были нагреты до 925—940° С, прокатаны в интервале
925—550° С на карточки размером 15 X 160 X 200 мм. После
прострожки карточки закаливались при 800° С, затем катались
с разными обжатиями 70; 60; 50; 40% до толщины 4 мм, потом
подвергались старению при разных температурах: 350, 400, 450,
500° С.
Практическая растворимость хрома в меди равна 0,20%. Пе¬
решедший в твердый раствор хром остается там и после закалки.
Максимальное значение твердости получается после дефор¬
мации, равной 70% и последующих закалки при 1000° С и
отпуска при 400—450° С.
Если прессование начать при 950—980° С (после достаточно
длительной выдержки при этой температуре с целью макси¬
мального перевода хрома в твердый раствор), то операцию прес¬
сования можно совместить с закалкой, сбрасывая отпрессован¬
ные прутки из матриц на металлический холодный желоб.
Кадмиевая медь (бронза)
Если от проволоки низковольтных проводов воздушных линий
связи требуются высокая механическая прочность, вязкость,
коррозионная стойкость и возможно более высокая электропро¬
водность, то от другой группы проводников, таких как троллей¬
ные провода, коллекторные шины для электромашин, требуется
еще высокое сопротивление износу от истирания.
Среди многочисленных сплавов наиболее подходящим для
этих целей оказалась медь, легированная кадмием, — кадмиевая
бронза. Производство проводов из этого сплава в СССР было
освоено в 1933 г.
Из прилагаемой диаграммы состояния системы Си — Cd
(рис. 80) видно, что растворимость Cd в меди при комнатной
температуре всего лишь 0,5%, при 550°С — 3%.
Следовательно, при медленном остывании сплав меди, со¬
держащий 1% Cd, вначале представлявший однородный твер¬
дый раствор ос, становится пересыщенным и избыток Cd выде¬
ляется, образуя вторую богатую им фазу p(CdCu2). Чем боль¬
ше Cd содержит сплав, тем количество фазы р будет больше.
За счет фазы р сплав приобретает высокую по сравнению с
чистой медью прочность и твердость.
По литературным данным, сплав меди с 4,2% Cd оказался
склонным к дисперсионному твердению. Сплав этот был закален
(на воздухе) с 650° С. После этого он подвергался отпуску путем
нагревания при разных температурах в интервале 240—450° С
239
с выдержкой от 0 до 400 ч. Максимальное повышение твердости
наблюдалось после отпуска при температурах 300—400° С.
Дополнительный наклеп сейчас же после закалки (на 10—
20%) дает после отпуска большую твердость, чем наклеп, сооб¬
щенный после выдержки закаленного сплава. Видимо, упрочни-
телем здесь служит фаза p(CdCu2).
Необходимо отметить следующие особенности поведения кад¬
мия в процессе производства слитков меди с кадмием.
Низкие температуры плавления (321° С) и кипения (770° С)
кадмия — причина больших безвозвратных потерь кадмия при
плавке в виде угара, доходящего
до 20%. Так как цены на кадмий
на международном рынке пример¬
но в 5 раз выше, чем цены на медь,
и в 10 раз выше, чем на цинк, то
плавку меди с кадмием следует вес¬
ти под защитным покровом древес¬
ного угля (а лучше флюса), избе¬
гая ненужных задержек и перегре¬
ва. Кадмий следует вводить в сплав
в виде лигатуры (70% Си + 30%
Cd). При плавке кадмиевой меди в
тигле на шихте из свежих металлов
сначала под слоем древесного угля
плавится медь, затем присаживает¬
ся лигатура кадмия, расплав поме¬
шивают никелевой клюшкой для
обеспечения полноты растворения
лигатуры. Выемку тигля из печи
(горна) производят при температу¬
ре 1120—1140° С, на стуле расплав
перемешивают графитовой мешал¬
кой для лучшего выделения паров Cd. Затем добавляют для
раскисления 0,01 % Be в виде лигатуры (85—90% Си +
+ 15—10% Be). После снятия шлака при температуре 1080—
1100° С производят отливку металла в чугунную форму, смазан¬
ную «желтой мазью» (из 50% ядрового мыла + 50% натураль¬
ной олифы). При литье применяют хорошо прокаленную надстав¬
ку и доливку.
Введение в расплавленную нераскисленную медь чистого кад¬
мия может вызвать выбрасывание металла из тигля или печи
вследствие спонтанно протекающей реакции между кадмием и
кислородом меди.
При плавке надо учитывать, что перегрев дает пористый сли¬
ток с большой усадочной раковиной и усиленное выделение вред¬
ных для здоровья частиц CdO.
Температура литья примерно 1100° С. При литье в мало подо¬
гретую изложницу (с температурой около 60° С) круглый слиток
240
Рис. 80. Диаграмма состоя¬
ния сплавов системы Си—
Cd (по Хансену)
приобретает в нижней своей части неблагоприятную с точки зре¬
ния обрабатываемости давлением структуру. Кроме того, в слит¬
ках наблюдаются признаки обратной ликвации: содержание Cd
в периферических слоях слитка выше, чем в середине. В полном
соответствии с этим наблюдается увеличение твердости слитка
по высоте в направлении сверху вниз.
В период освоения технология производства коллекторных
шин для электрических машин была установлена следующая.
У исходного слитка диаметром 162 лш, высотой 500 мм литнико¬
вый конец обрезали до полного удаления усадочной раковины.
Затем слиток обтачивали для удаления дефектов поверхностного
слоя. Слитки нагревали в печи в окислительном пламени при тем¬
пературе 880—910° С, прессовали на гидравлическом прессе на
диаметр 82 мм и разрезали пополам, снова нагревали и прока¬
тывали в пластину с размерами 31 X 5,5 X 3,2 мм.
После травления (в 10%-ном растворе H2S04) и завальцовки
захваток пластины пускали на первое волочение на размер 5,5 X
Х2,7Х31 мм. Потом следовали операции: отжиг при 680—720° С,
травление и завальцовка захваток;
второе волочение на размер 1,7 X 5,0 X
X 29,5 мм; третье волочение на размер
1,2 X 4,6 X 29 мм, четвертое волочение
на размер 1,0X4,1X29 мм; пятое
волочение на размер 0,81 X 3,41 X
X 28,5 мм, затем правка, обрезка кон-
Рис. 81. Электропро¬
водность (X) по от¬
ношению к чистой
меди и временное
сопротивление раз¬
рыву (ав) проволо¬
ки из меднокадмие¬
вой бронзы в зави¬
симости от содержа¬
ния Cd
цов, приемка ОТК, вязка. После каждого волочения следовали
отжиг, травление, завальцовка захваток.
Выход годного к весу слитка составлял примерно 60%, к ших¬
те— примерно 40%.
При изготовлении прессованных прутков и шин из кадмие¬
вой меди, а также телефонных бронз на их поверхности возни¬
кали пузыри. В работе Гипроцмо (1958 г.) было установлено,
241
Рис 82. Влияние наклепа на меха¬
нические свойства кадмиевой меди
(сплав 1 с 0,59% Cd и сплав 2 с
1,18% Cd) при волочении проволоки
диаметром 7 мм
что пузыри образуются в результате запрессовывания воздуха и
окисленного внешнего слоя слитка; средством для устранения пу¬
зырей может служить хорошо выполняемое при прессовании сня¬
тие «рубашки», когда тонкий наружный дефектный слой слитка
остается в контейнере пресса.
Заготовку для производства проволоки — катанку — лучше
всего готовить из вайербарсов обычного сечения размером 100 X
X 100 мм с некоторой конусностью, так как цилиндрические слит¬
ки кадмиевой меди сильно буксуют при горячей прокатке. Тем¬
пература нагрева слитка перед прокаткой 780—800° С. После
травления катанку диаметром 9,0 мм можно без промежуточ¬
ного отжига тянуть до диаметра 1,0 мм. Хорошей смазкой при
волочении служит растительное масло.
На рис. 81—83 показано влияние содержания кадмия, степени
обжатия и температуры отжига на свойства кадмиевой меди.
Основное достоинство кадмиевой меди (бронзы) заключается
в том, что при высоких прочностных показателях она имеет от-
Таблица 50
Физико-механические свойства меди и сплава меди с кадмием
Материал проволоки
н его состояние
°в
кГ/мм*
Предел
упругости
а0,02
кГ1мм*
5. %
нв
кГ!ммг
Электро¬
провод'
ность
по отно¬
шению
к меди
%
Коэффи¬
циент
линейного
расшире¬
ния
Чистая медь
Проволока мягкая . . . .
22
3,5
38
44
100
0,000018
Холоднотянутая . . . .
35
8,5
18
90
98
Сплав Си + 1 % Cd
Проволока мягкая . . . .
40
20
20
115
85
0,000017
Холоднотянутая . . . .
70
—
2
—
83
242
Рис. 83. Влияние температуры отжига
на механические свойства кадмиевой
меди в проволоке диаметром 2,0 мм
(сплав 7с0,59% Cd. сплав2с 1.18% Cd)
носительно высокую электропроводимость и сопротивление изно¬
су от истирания.
В табл. 50 сопоставлены показатели физико-механических
свойств проволоки из чистой меди и из сплава меди с 1 % Cd.
Изложенные выше сведения по вопросам практического ме¬
талловедения и технологии обработки меди и ее важнейших спла¬
вов могут быть использованы при изучении и решении вопросов,
касающихся не только медных, но и многих других сплавов.
В большей мере это касается сплавов на основе никеля, в не¬
сколько меньшей— сплавов на основе алюминия. Сходство меж¬
ду медными и другими сплавами можно найти в вопросах обра¬
зования структуры сплавов при переходе их из жидкого состоя¬
ния в твердое, во взаимодействии их с газами, в поведении при
нагреве, во влиянии на их свойства различных примесей и т. д.
ЛИТЕР
Авдиев В. И. История древнего Востока. Госполитиздат, 1948.
Авербах В. А. «Отдых» и рекристаллизация в латуни. Металлы, 1949,
№ 8, стр. 491.
Боженов М. Ф. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1955, № 10, стр. I.
БаймаковА Ю. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1959, N° 16, стр. 38.
Бауэр О. и Хансен М. Строение медноцинковых сплавов. ОНТИ
НКТП, 1935.
Берман С. И., Кр а п у х и н В. В. и Зуев С. С. Интенсификация нагре¬
ва и отжига полуфабрикатов из цветных металлов и сплавов. Сб. трудов
МИЦМиЗ, вып. 25. Металлургиздат, 1955, стр. 436.
Б е р м а н С. И. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1961, N° 7, стр. 40.
Бобылев А В. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1958, N° 7, стр. 26; 1959, N° 20,
стр. 35.
Бобылев А В. Коррозионное растрескивание латуни. Металлург-
издаг, 1956.
Бобылев А. В. Цветные металлы, 1953, N° 6, стр. 50.
Бовкун А. Т. Литейное производство, 1963, № 5, стр. 36.
Борин Ф. А. Сб. трудов МИЦМиЗ, № 5, 1938. Металлургиздат, стр. 4.
Бочвар А. А Металловедение. Металлургиздат, 1956.
БочварААидр. Технология цветных металлов и сплавов, т. 2, вып. 1
и 2. ГИЗ, 1931.
Бочвар А. А. Основы термической обработки сплавов. Металлург¬
издат, 1947.
Бочвар А. А. О твердо-жидком состоянии сплавов в период их кристал¬
лизации. Сб. трудов МИЦМиЗ, N° 23. Металлургиздат, 1952, стр. 5.
Брик А. М., Мелкопян В. А. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1962, № 16,
стр. 46.
БутомоД. Г. и др. Цветные металлы, 1954, № 6, стр. 50.
БутомоД. Г. иЗедин Н. И. Цветные металлы, 1953, Ns 2, стр. 58.
Бутом о Д. Г. и др. Цветные металлы, 1960, JSfe И, стр. 65; 1961, № 10,
стр. 69 и N° 19 стр. 38.
Б у то мо Д. Г: Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1955, N° 10, сгр. 25.
Виноградов С. В., Калинин К. П. Бронза Корсона, ее свойства и
технологическая обработка. Сб. рефератов Гипроцмо, 1944.
ВодневН. Д. и Петровский Г. П. Литейное производство, 1940, N° 6.
Вол А. Е., С л а в и н с к и й М. П. и др. Кремнистые бронзы и их промыш¬
ленное применение. ОНТИ НКТП, 1935.
В о л а р о в и ч М. П., Дьячков А. К. и др. Трение и износ в машинах.
Труды 2-й Всесоюзной конференции по трению и износу. Изд. АН СССР, 1949.
Волкогон Г. М. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1958, № 23, стр. 36. Высо¬
кокачественные цветные сплавы под ред. Деречея Е. Г., ГОНТИ, 1933.
Герцрикеи С. Д., Дехтяр И. Я. Диффузия в металлах и сплавах
в твердой фазе. Гостехиздат, 1960.
Гладков А. С. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1961, N° 18, стр. 50.
Годерзиан К. К. и Щербаков С. А. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1963,
№12, стр. 42.
1 Кроме указанной литературы, автор использовал многочисленные материалы,
напечатанные в иностранных журналах.
244
Гопиус А. Е., Постников Г. С. Извлечение меди и цинка из отра¬
ботанных отравных растворов. Сб. трудов Гипроцмо. Металлургиздат, 1963,
вып. XXI, стр. 134.
Гопиус А. Е. и Наумова М. М. О повышении стойкости к обесцинко-
ванию латунных лент для трубок автомобильных радиаторов. Сб. трудов Ги¬
процмо. Металлургиздат, 1960, вып. 18, стр. 176.
Горшков И. Е., Литье слитков цветных металлов и сплавов. Металлург¬
издат, 1952.
Горбунов Т. Г. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1964, № 1, стр. 36.
Горохов В. И. и др.. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1961, № 20, стр. 42.
Горбачев В. Повышение качества бронзового литья. Машиностроение,
1940, № 10, стр. 18.
Гочкис А. Дж. и Веббер X. М. Защитные атмосферы. Перев. с англ.
Машгиз, 1959.
Градусов П. И. и Перлин И. Л. Справочник по цветным металлам.
ОПТИ НКТП, 1938.
Григорович К. П. Коррозия и борьба с ней. Труды 1-го Всесоюзного
совещания по цветной металлургии, 1925. Изд. НТС ВСНХ и Промиздат.
Гринберг Л. А. Новый способ отжига латунных лент в протяжных
печах. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1957, № 3, стр. 32.
Гронов Е. О фестонистости. Записки имперского русского технического
общества, 1911, № 11.
Деречей Е. Г. Производство сплавов цветных металлов. Цветметиз-
дат, 1932.
Добаткин В. И. Непрерывное литье и свойства металлов. Оборонгиз,
1948.
Егоров С. М. и Комаров А. М. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1957, № 17,
стр. 38.
Елкина Ф. М. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1962, № 4, стр. 47.
Елкина Ф. М Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1962, № 6, стр. 44.
Елкина Ф. М. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1963, № 13, стр. 36.
Е с и к о в М. Р., Блюмкина Р. А. и др. Освоение холодной прокатки
латунной ленты на непрерывном стане. Сб. трудов Гипроцмо, вып. XIX. Ме¬
таллургиздат, 1959, стр. 7.
Жолобов В. В. и Зедин II. И. Металлографический атлас Металлург¬
издат, 1949.
Зайцев А. К. Основы учения о трении, износе и смазке машин. Маш¬
гиз, 1947.
Закс Г. Практическое металловедение. ОНТИ, 1938.
Зуев С. С. Цветные металлы, 1956, № 3, стр. 73.
Зязев В. Я-, Спив а к FL Д. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1962, № Ц,
стр. 37.
3 я з е в В. А. и др. Изв. АН СССР, 1964, № 2, стр. 132.
Ильин А. И. Антифрикционные оловянистосвинцовистые бронзы, Транс-
желдориздат, 1939.
Истомин П. С. и др. Прокатка цветных металлов, ч. 1—3. ОНТИ, 1933.
Каганович И. Н. Цветные металлы, 1955, № 1, стр. 57.
Каминский Э. и Курдюмов. ГЖТФ. 1936. т. 6, стр. 984; ЖТФ, 1938,
т. 8, стр. 1781.
Карпентер и Эдвардс. О латуни, содержащей алюминий. Междуна¬
родный журнал металлографии, 1912, т. 2, стр. 209—242.
Клаус В. Специальные бронзы и латуни. Цветметиздат, 1932.
Клаус В. иГедеритц Ф. Литые металлы и сплавы, ОНТИ НКТП.
1937.
Кемп Д. С. Алюминиевая бронза, ее свойства и применение. Железный
век, 1948, т. 162, JSfe 22, стр. 77.
Кремптон Д. К. и Крафт Н. Р. Ковкие медноалюминиевоникелевые
-сплавы. Металлы и сплавы, 1935, № 4.
Круч ер Г. Н. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1960, Ms 1, стр. 38.
Кук М. Металлургическая промышленность, 1934, JSfe 5, стр. 101.
245
Кушакевич С. А. и Лазарев М. М. Цветные металлы, 1956, № 10,
стр. 64.
Курдюмов Г. В. Бездиффузионные превращения в сплавах. Проблемы
металловедения и физики металлов. Металлургиздат, 1949, стр. 132.
К у р д ю м о в А. В. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1961, № 17, стр. 46.
Курдюмов А. В. Литейное производство, 1962, № 5, стр. 41.
Лайнер Д. И. и Никольская И. М. Влияние добавок титана, цирко¬
ния и ниобия иа пластические свойства деформируемых бронз. Сб. трудов
Гипроцмо. вып. XXI. Металлургиздат, 1963, стр. 84.
Лайнер Д И. и Никольская И. М. Цветные металлы, I960, JSfe 6,
стр. 70.
Лайнер Д. И. и др. О влиянии перемены направления проката полос
Бр.ОФ6,5-0,4. Сб. трудов Гипроцмо, вып. XXII. Металлургиздат, 1957, стр. 34.
ЛевнЛ. И. иХоронжекЭ. В. Литейное производство, 1951, JSfe 10,
стр. 31.
Лоблей Г., Джепсон Д. Металлическая промышленность, 1926, № 11,
стр. 251.
Ловчиков В. С. Литейное производство, 1962, JSfe 10, стр. 11.
Лузенберг А. А и Хазова А. А. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1960, JSfe 3.
стр. 47.
Лурье, Ляпунов, Матье и др. Очерки по истории техники Древнего
Востока. Изд-во АН СССР, 1940.
Мальцев М. В., Барсукова Т. А., Борин Ф. А. Металлография
цветных металлов и сплавов. Металлургиздат, 1960.
Мальцев М. В. и Архипов И. П. Сб. трудов МИЦМиЗ, JS& 18. Метал¬
лургиздат, 1947, стр. 170.
Мальцев М. В. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1958, N® 12, стр. 31.
М а л ь ц е в М. В. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1958, № 6, стр. 25.
Мальцев М. В. и др. Сб. трудов МИЦМиЗ, JSfe 23. Металлургиздат, 1952,
стр. 35.
Мальцев М. В. и др. Сб. трудов МИЦМиЗ, № 29. Металлургиздат, 1958,
стр. 108.
Мальцев М. В. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1956, JSfe 9, стр. 13.
М а р ч у к М. В. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1956, № 10, стр. 29.
Машиностроение. Энциклопедический справочник, Машгиз, т. 2—4, 6.
Мещеряков С. И. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1961, № 4, стр. 44.
Михайленко А. Я. и Губкин С. И. О светлом отжиге латуни. Сб.
трудов МИЦМиЗ, JSfe 15. Металлургиздат, 1964, стр. 61.
М о р о с н и к о в И. А. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1954, № 7, стр. 21.
Мурач Н. Н. и Крапухин В. В. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1958, № 1,
стр. 26.
Мурач Н. Н. Справочник металлурга по цветным металлам. Металлург¬
издат, 1953.
Неклюдов Д. П. Применение вакуума в металлургии. Изд. ЦИТЭИН,
1961.
Орлов Н. Д. Плавка цветных металлов и сплавов. Металлургиздат, 1945.
Орлов В. И. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1962, JSfe 8, стр. 43.
О р л о в В. И. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1960, N° 16, стр. 38.
Пар Н. Л. Зонная очистка и ее техника. Перев. с англ. Металлургиздат,
1963.
Пенько А. С. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1962, JSfe 6, стр. 41.
Перли н И. Л. и др. Сб. трудов МИЦМиЗ, № 23. Металлургиздат, 1952.
стр. 182.
Плавка и литье цветных металлов и сплавов. Перев. под ред. Мер¬
фи А. Дж. Металлургиздат, 1959.
Пресняков А. А. и др. О возможности горячей прокатки латуни
ЛС63-1. Цветные металлы, 1962, JSfe 1, стр. 78.
Пучков Б. И., Рахштадт А. Г., Рогельберг И. Л. Цветные ме¬
таллы, 1962, JSfe 6, стр. 67.
246
Постников Г. С. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1963, № 19, стр. 35.
П ф а н н В. Дж. Зонная плавка. Перев. с англ. Металлургиздат, 1960.
Розин К. М. и др. Изв. АН СССР, Отдел, техн. наук, Металлургия и то¬
пливо, 1961, № 6, стр. 56—73.
Сборник НТО Машпрома. Фасонное литье медных сплавов, под ред. Ор¬
лова Н. Д. Машгиз, 1957.
Семенов-Зусер С. А. Скифская проблема в отечественной науке. Харь¬
ков, типография «Мистецтво», 1947.
Сииявер Б. В. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1959, № 7, стр. 48.
Синцов Н. Я. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1959, № 12, стр. 35.
Скиндер В. А. Бронза, ее природа и история. Издание А. Н. Зарудного,
1908.
Смирягин А. П. и Кацман Б. О. Марганцовистосвинцовистая бронза.
Металлургиздат, 1945.
Смирягин А. П. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1958, №11, стр. 23.
Смирягин А. П., Шпагин А. И. Оловянистые бронзы, баббиты, при¬
пои и их заменители, под ред. С. С. Миронова. Металлургиздат, 1949.
Смирягин А. П. Диаграммы состояния. Специальные бронзы и латуни.
Металлургиздат, 1945.
Смирягин А. П. Промышленные цветные металлы и сплавы. Метал¬
лургиздат, 1949.
Славинский М. П. Физико-химические свойства элементов. Металлург¬
издат, 1952.
Сорокин А. И. и др. Цветные металлы, 1952, № 2, стр. 57.
Спасский А. Г., Орлов Н. Д., Миронов В. М., Литье сплавов цвет¬
ных металлов, ОНТИ, 1937.
Спасский, А. Г. и др. Сб. трудов МИЦМиЗ, № 35. Металлургиздат,
1963, стр. 277—284.
Сучков Д. И. Брак в производстве цветных металлов. Труды 2-го Всесо¬
юзного совещания по цветной металлургии, 1927, т. 1. стр. 352—381.
Сучков Д. И. Литейное производство. Опыт Уральских заводов. Маш¬
гиз, Свердловск, 1950, вып. 1, стр. 168.
Сучков Д. И. Передовая технология литейного производства. Опыт
Уральских заводов. Машгиз, Свердловск, 1953.
Сучков Д. И. Научно-техническое совещание по резервам в литейном
производстве. О вредном влиянии газов, типография «Свердловский рабочий»,
1954, стр. 101.
Сучков Д. И. Изыскание резервов производительности труда. Машгиз,
Свердловск, 1955, стр. 29.
Сучков Д. И. Резолюции 5-й Уральский областной конференции литей¬
щиков. Качество слитков цветных металлов. Машгиз, 1951.
Таубкин М. Б. и Александрин В. И. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1953,
№ 1, стр. 59.
Туркин В. Д. и Барсукова Т. А. Сб. трудов МИЦМиЗ, № 35. Метал¬
лургиздат. 1955, стр. 325.
Туркин В. Д. и Румянцев М. В. Структура и свойства цветных ме¬
таллов и сплавов. Металлургиздат, 1947.
Туторская Н. Н. Влияние малых добавок титана на алюминиевые
бронзы. Сб. трудов Гипроцмо, вып. XVIII. Металлургиздат, 1960, стр. 37.
Техническая энциклопедия и справочник технических величин, т. 2, Изд.
Акц. о-во «Советская энциклопедия», 1929.
Уманский Я. С., Финкельштейн Б. Н., Блантер М. Е., Киш¬
ки н С. Т., Ф а с т о в Н. С., Г о р е л и к С. С. Физическое металловедение. Ме¬
таллургиздат, 1955.
Ф а т ь к и н Ф. М. Штамповка цветных металлов и сплавов. Металлург¬
издат, 1952.
Федотов Ф. В. Скоростное травление металлов Бюллетень ЦИИН ЦМ,
1962, № 4, стр. 47.
Хансен М. Структура бинарных сплавов. Металлургиздат, 1941.
247
Хансен М. и Андерко К. Структуры двойных сплавов. Металлург¬
издат, 1962.
Цобкало С. О. и др. Цветные металлы, I960, № 4, стр. 71.
Черников С. С. Древняя металлургия и горное дело Западного Алтая,
Изд. АН СССР, 1933.
Чертавских А. К. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, I960, № 14, стр. 47.
Ч е р т а в с к и х А. К., Тихонов Б. С. и др. Безокислительный отжиг
бронз в эндогазе. Сб. трудов Гипроцмо, вып. 24. Металлургиздат, 1965,
стр 307.
Чертавских А. К., Яшина А. И. О причинах покраснения латуни. Сб.
трудов Гипроцмо, вып. XIX, Металлургиздат, 1959, стр. 115.
Шиммель А. Металлография технических медных сплавов. Свердловск,
ОНТИ, 1933.
Шлепцов В. Ф. и др. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1963, N° 24, стр. 30
Ш п а г и н А. И. Антифрикционные сплавы. Металлургиздат, 1956.
Эллис О. В. О высокопрочных латунях. Труды и бюллетени американ¬
ского общества, 1930, июнь.
Юзефов В. И. Бюллетень ЦИИН ЦМ, 1957, N° 2, стр. 29.
Е n s 1 е п J. Sondermessing. Z. f. Metallkunde, 1923. Н. 8.
Dews Н. С. The Metallurgy of Bronze. London, 1930.
Ledebur A., Bauer O. Die Legierungen. Berlin, Verlag М., Krayn, 1924.
Neumann W. Die Metalle, Geschichte, Vorkommen und Gewinnung, Hal¬
le, 1904.
Guertler W. Metalltechnischer Kalender. Berlin, 1917.
Reinglass P. Chemische Technologie der Legierungen- Leipzig, Otto
Spamer. 1919.