Содержание к диссертации
Введение
1. Состояние вопроса 6
1.1. Химический состав, свойства и область применения сложнолегированных кремнемарганцевых латуней 6
1.2. Влияние легирующих элементов на структуру и свойства кремнемарганцевых латуней 10
1.3. Модифицирование медных сплавов 19
1.3.1. Влияние технологических факторов на величину дендрита 20
1.3.2. Модифицирование легкоплавких эвтектик в медных сплавах 21
1.3.3. Физико-химические свойства РЗМ и термодинамические параметры соединений РЗМ с примесями в латуни 22
1.4. Термообработка сложнолегированных латуней 25
1.5. Проблемы получения качественных литых заготовок из кремнемарганцевых латуней при полунепрерывном литье 32
1.6. Задачи исследования 41
2. Методики исследований 42
2.1. Оборудование и материалы, использованные в работе 42
2.2. Методика обработки статистических данных 43
2.3. Металлографическое исследование микроструктуры литых и прессованных заготовок 44
2.3.1. Подготовка образцов из прессовых труб к количественному анализу 46
2.3.2. Подготовка аппаратуры 47
2.3.3. Измерения, вычисления, обработка данных 47
2.4. Исследование качества слитка 48
2.5. Методика определения триботехнических характеристик пары трения "кольцо синхронизатора - шестерня КПП" 49
2.5.1. Порядок проведения испытаний 51
3. Влияние химического состава и режимов термообработки латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 на ее свойства и структуру 52
3.1. Требования, предъявляемые к структуре и механическим свойствам латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 52
3.2. Сравнительный анализ морфологии и размеров интерметаллидов сплава DIEHL 470 (производства фирмы ZF, Германия) и его аналога ЛМцАЖКС (производства ОАО «РЗ ОЦМ» и ОАО «КЗ ОЦМ») 54
3.3. Исследование макро - и микроструктуры сложнолегированных латуней в литом и деформированном состояниях 58
3.4. Исследование распределения элементов по структурным составляющим в кремнемарганцевых латунях 62
3.5. Прогнозирование изменения фазового состава сложнолегированных кремнемарганцевых латуней 69
3.6. Термообработка прессовых заготовок из сложнолегированных латуней 77
3.7. Схема возможных фазовых превращений, происходящих при охлаждении сложных латуней 80
3.8. Влияние кремния на морфологию и размеры интерметаллидов 82
3.8.1. Анализ слитков сплава ЛМцАЖКС с различным содержанием кремния (0,13 2,7 мас.%) 84
3.9. Выводы по третьей главе 89
4. Модифицирование медных сплавов 91
4.1. Терминология и классификация 91
4.2. Анализ процессов упрочнения металлов 94
4.3. Обоснование выбора модификаторов 100
4.4. Модифицирование сложнолегированных латуней 106
4.4.1. Исследование структуры и свойств латуней ЛМцСКА, ЛМцАЖКС 106
4.4.2. Изучение механических свойств латуни ЛМцАЖКС модифицированной лигатурой Ni-Mg-Ce 127
4.5. Выводы по четвертой главе 130
5. Опытно-промышленное опробование технологии плавки и литья слитков латуни ЛМцАЖКС 131
5.1. Металлографическое исследование слитков с введением модификатора Ni-Mg-Ce и различным содержанием кремния 131
5.2. Влияние содержания алюминия на структуру и свойства сплава ЛМцАЖКС 136
5.3. Анализ изменения микроструктуры сплава ЛМцАЖКС в процессе получения колец синхронизаторов 138
5.4. Износостойкость и металлографические аспекты износа колец синхронизаторов 140
5.5. Влияние термической обработки на микроструктуру и свойства колец синхронизаторов из латуни ЛМцАЖКС 143
5.5.1. Влияние температуры нагрева под штамповку на структуру и свойства 147
5.5.2. Влияние старения на твердость сплава ЛМцАЖКС 152
5.6. Выводы по пятой главе 155
Выводы по работе 156
Библиографический список 158
Приложение 165
- Влияние легирующих элементов на структуру и свойства кремнемарганцевых латуней
- Методика определения триботехнических характеристик пары трения "кольцо синхронизатора - шестерня КПП"
- Исследование распределения элементов по структурным составляющим в кремнемарганцевых латунях
- Износостойкость и металлографические аспекты износа колец синхронизаторов
Введение к работе
Актуальность темы
В настоящее время, во многих отраслях промышленности нашей страны, в частности, в автомобилестроении, судостроении, машиностроении широко применяются латуни специального назначения. Эти сплавы помимо меди и цинка могут содержать в своем составе такие элементы как кремний, марганец, железо, алюминий, никель, свинец и ряд других. За счет достаточно большой степени легирования в латунях формируется определенная структура, обеспечивающая необходимый уровень не только механических, но и специальных свойств, к которым относятся износостойкость, коррозионностойкость, кавитационностойкость и т.д. Например, многокомпонентные кремнемарганцевые латуни ЛМцКНС 58-3-1,5-1,5-1, ЛМцСКА 58-2-2-1-1, ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 благодаря сложной структуре, состоящей из матричных а- и (З'-фаз, выделений интерметаллидов и свинца, обладают высокими антифрикционными свойствами и поэтому используются в основном для производства деталей, работающих в условиях интенсивного трения. Срок эксплуатации подобных изделий будет зависеть во - первых, от соотношения матричных структурных составляющих, во-вторых, от количества, размеров и равномерности распределения интерметаллидов, в - третьих, от качества заготовок, из которых они изготовлены. Необходимо отметить, что одной из основных проблем, относящихся к латуни ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1, является структурная проблема, поскольку химический состав, теплофизические и другие свойства этого сплава способствуют формированию неблагоприятной структуры при кристаллизации, а именно крупных (вплоть до 500 мкм и более) интерметаллидов, неравномерно распределенных по объему металла.
По мнению специалистов ОАО «АвтоВАЗ», наибольшую износостойкость блокирующим кольцам синхронизаторов придают интерметаллиды, имеющие форму игл или пластин длиной до 20 мкм. Однако, на сегодняшний день, по ряду объективных причин, главной из которых является недостаток достоверных сведений о механизме образования интерметаллидных частиц при кристаллизации расплава, получить необходимые размеры интерметаллидов не удается. Существующая технология полунепрерывного литья создает такие условия кристаллизации слитков, которые способствуют формированию в них крупных интерметаллидов. Ухудшает ситуацию тот факт, что зачастую эти частицы образуют достаточно крупные скопления, нарушая тем самым равномерность своего распределения в объеме матричных фаз. Недостатки литой структуры сохраняются и в прессованных полуфабрикатах и, как уже отмечалось выше, самым неблагоприятным образом влияют на технологические и эксплуатационные свойства латуни.
На основании вышеизложенных фактов можно сделать вывод о том, что задача поиска какого-либо способа измельчения интерметаллидных частиц непосредственно в процессе литья слитков является в настоящее время чрезвычайно важной и актуальной.
Цель работы.
Комплексное исследование взаимосвязи между химическим составом, структурой, механическими и технологическими свойствами заготовок из сложнолегированных латуней (на примере ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 и ЛМцСКА 59-3,5-2,5-0,5-0,4), изучение особенностей структурообразования этих сплавов в условиях интенсивного внешнего охлаждения и на основе выполненных исследований - разработка технологии их полунепрерывного литья.
Основное внимание было уделено решению следующих задач:
-исследованию макро- и микроструктуры сложнолегированных латуней ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 и ЛМцСКА 59-3,5-2,5-0,5-0,4 в литом и деформированном состоянии;
-изучению химического состава фазовых составляющих и исследованию влияния легирующих элементов на структуру и свойства латуней;
-изучению влияния структурных составляющих на механические, технологические и эксплуатационные свойства антифрикционных латуней, а также определению оптимального соотношения различных фаз для достижения требуемого сочетания свойств этих материалов;
-поиску методов управления размерами интерметаллидных частиц с целью увеличения износостойкости материалов;
-разработке технологических режимов плавки и полунепрерывного литья слитков из ЛМцАЖКС 70-7-5-2-2-1 (далее по тексту просто ЛМцАЖКС).
Научная новизна.
Уточнены требования к объемному содержанию фаз, морфологии и размерам интерметаллидов, содержанию легирующих элементов в сложнолегированных латунях, позволяющие обеспечить необходимый уровень механических и эксплуатационных свойств.
Установлена связь между содержанием кремния, размером и морфологией интерметаллидов в сложнолегированных износостойких латунях.
Уточнена взаимосвязь между матричными а и Р'- фазами, а также интерметаллидами и количеством легирующих элементов, в частности, алюминия и кремния.
Выявлена закономерность влияния соотношений Fe/Si и Mn/Si на химический состав интерметаллидов в сложнолегированных латунях, обеспечивающих требуемые эксплуатационные свойства.
Практическая ценность работы.
Разработан и внедрен технологический регламент полунепрерывного литья слитков многокомпонентной антифрикционной латуни ЛМцАЖКС с ужесточением химического состава по кремнию и применением модифицирования.
Автор выражает огромную благодарность за помощь в проведении работ по данной теме: Л.М. Жуковой, М.И. Волкову, к.т.н. Д.Д. Лащенко, к.т.н. А.Г. Титовой, к.т.н. О.С. Кузьмину, А.С. Овчинникову, к.т.н. В.В. Воронину, В.В. Артюшову, Ю.В. Рязанцеву и другим работникам ОАО «РЗ ОЦМ».
Влияние легирующих элементов на структуру и свойства кремнемарганцевых латуней
Ранее уже отмечалось, что все кремнемарганцевые латуни помимо меди и цинка содержат в своем составе большое количество легирующих элементов, таких как марганец, кремний, алюминий, железо, никель, свинец и т.д., которые существенно влияют на их прочностные, пластические и специальные свойства. Необходимое сочетание свойств в указанных сплавах обеспечивается легированной матрицей, которая может состоять из одной, двух и более фаз, наличием интерметаллидов (силицидов переходных металлов IV периода) и выделениями свинца. Причем, незначительное изменение состава (содержания основных легирующих компонентов) может вызвать изменение фазового строения и, следовательно, свойств.
Все легирующие элементы, входящие в состав латуней и содержащиеся в матричных фазах, по их влиянию на смещение границ фазовых превращений в системе Cu-Zn можно классифицировать как а -стабилизирующие, Р-стабилизирующие и нейтральные [3]. Исследования и расчеты, проведенные авторами работы [3], показали, что р-стабилизирующими добавками в латуни являются элементы, образующие в двойных сплавах с медью электронные соединения либо фазы Лавеса. Из интересующих нас элементов к ним относятся кремний, алюминий, цинк, олово. Эффективной (3-стабилизирующей добавкой в латуни является магний, образующий в двойных соединениях как с медью, так и с цинком фазы Лавеса. ос-стабилизирующими являются те элементы, которые образуют электронные соединения в двойных сплавах с цинком. Наиболее эффективные среди них никель и литий образуют с цинком соответственно Р" и у-фазы, менее эффективный - марганец.
При рассмотрении кремнемарганцевых латуней необходимо учитывать тот факт, что часть легирующих элементов не растворяется в матрице сплава, а связывается и выделяется в виде интерметаллидов, которые повышают износостойкость материала. Например, кремний и марганец в сложнолегированных латунях образуют соединение Mn5Si3[4-13]. В латуни ЛАНКМц 75-2-2,5-0,5-0,5 дисперсионное упрочнение происходит в результате выделения таких интерметаллидных фаз как Ni3(Si, Mn) ( у-фаза), NiAl (Р -фаза), и Mn6Nii6Si7 (9-фаза) [14]. В кремнистых бронзах при добавлении марганца образуется силицид марганца [15], при введении никеля - фаза Ni2Si [15], кобальта - Co2Si [17], примеси железа также образуют силициды [18]. И даже в простых свинцовых латунях иногда обнаруживают включения, которые состоят преимущественно из железа, кремния и марганца [19].
Рассмотрим конкретные примеры влияния легирующих элементов на структуру латуней. При изучении шестикомпонентного сплава [20] проводилось последовательное легирование меди кремнием (3,8 %), никелем (4,2 %), железом (6,2 %), марганцем (6,1 %) и цинком (7,8 %), а затем анализировалась структура, измерялась микротвердость фаз, образующихся при кристаллизации. По этим данным были сделаны следующие выводы. Никель в медно-кремниевом сплаве распределяется между основой и избыточной фазой, резко увеличивая твердость последней. Железо в медных сплавах при низких температурах практически не растворяется и, по-видимому, полностью переходит в избыточную фазу при кристаллизации, хотя твердость матрицы также несколько повышается. Последующий ввод марганца резко (с 500 до 800 кг/мм2) повышает твердость избыточной фазы, но в то же время несколько снижает твердость матрицы. Цинк при получении шестикомпонентного сплава мало изменяет твердость избыточной фазы, но сильнее других элементов повышает твердость основной фазы, т.е. он находится в матрице сплава.
В работе [21] представлены результаты исследования структуры и свойств прутков и труб из сложнолегированной латуни ЛМцСК 58-2-2-1, получаемых на установке непрерывного горизонтального литья. В литом состоянии сплав имеет структуру, состоящую из а и Р твердых растворов, силицидов на основе Мг з и Fe3Si кристаллизационного происхождения и включений свинца. Оценивая влияние химического состава на свойства, авторы обнаружили, что в результате уменьшения содержания меди возрастают прочностные свойства ((Год, в) и твердость, а относительное удлинение металла значительно снижается. Такое же влияние оказывает увеличение концентрации в твердом растворе элементов - упрочнителей, например алюминия. Некоторое уменьшение содержания свинца также способствует упрочнению сплавов.
Показатели механических свойств зависят также от количества, равномерности распределения и дисперсности включений избыточных фаз в микроструктуре сплава. Их огрубление и менее равномерное распределение, наблюдающееся при увеличении диаметра литых прутков, понижают уровень прочности и пластичности. Таким образом, механические свойства прутков из латуни ЛМцСК 58-2-2-1 значительно зависят как от химического состава, так и от диаметра заготовок.
Влияние марганца и кремния (при их совместном присутствии) на свойства и структуру латуни, содержащей свинец и примесь железа, изучалось в работе [6]. Введение марганца в латунь, содержащую кремний и свинец, вызывает появление в ее структуре дисперсных частиц кристаллизационного происхождения, которые имеют глобулярную, плоскогранную и игольчатую форму. Исследование структуры, проведенное на установке Camebax, показало, что частицы соединений помимо марганца и кремния обогащены и железом, если его содержание в сплаве превышает 0,1%. Это может свидетельствовать о том, что в многокомпонентной латуни при определенной концентрации примеси железа образуется соединение, имеющее структуру Mn5Si3, в которой часть атомов марганца замещена атомами железа.
В сплавах, содержащих 0,3% железа, в состав осадка полученного путем растворения стружки в HNO3 (1:1) входит не менее двух соединений, одно из которых соответствует фазе Mn5Si3, а второе - Fe5Si3. Авторы предполагают, что в зависимости от состава сплава и температуры могут возникать частицы соединений различной природы [6].
Металлографические исследования структуры латуни показали, что характер изменения фазового состава зависит от того, идет ли марганец на формирование включений MnsSis, или же на легирование твердого раствора: при введении марганца в латунь, увеличение количества соединения Mn5Si3 происходит до определенного предела. Образование силицида заканчивается при отношении Mn/Si=l,4. Избыточное содержание марганца поступает в твердый раствор, в связи с чем объемное содержание р-фазы увеличивается (это противоречит данным работы [3], где марганец включен в число а-стабилизирующих элементов). Образование в расплаве соединения М Біз приводит к обеднению твердого раствора кремнием и, следовательно, к увеличению соотношения а- и Р-фаз.
На рис. 2 [6] приведена зависимость механических свойств в латуни, легированной свинцом и кремнием, от содержания марганца. Увеличение содержания марганца приводит к разупрочнению латуни. Как предполагают авторы, это связано с облегчением возникновения трещин на границе интерметаллид - твердый раствор. Повышение пластичности исследуемой латуни при введении марганца происходит в концентрационном интервале увеличения объемной доли интерметаллида Mn5Si3. При этом, чем выше содержание кремния в сплаве, тем больше необходимо марганца для достижения максимальной пластичности.
На рис. 3 представлен график изменения механических свойств кремнемарганцевой латуни в зависимости от содержания кремния. Видно, что концентрационные кривые прочностных свойств характеризуются наличием минимума. Причем, с повышением содержания марганца минимум предела прочности, вызываемый введением кремния, сдвигается к большим концентрациям кремния, а эффект разупрочнения увеличивается.
Методика определения триботехнических характеристик пары трения "кольцо синхронизатора - шестерня КПП"
Изменение механических свойств после отжига связано с изменением соотношения количества фазовых составляющих а и (3-фаз на 5... 10 %. Кроме того, наблюдается трансформация морфологии структурных составляющих, а именно образование более крупных фаз с размером частиц 20...40 мкм, за исключением интерметаллидной фазы Mn5Si3, которая сохраняет свои размеры и форму. По сравнению с горячепрессованным состоянием закалка дает прирост твердости материала на НВ=73...135 МПа. Эксперименты показали, что почти во всем диапазоне температур при закалке происходит фиксация высокотемпературной р-фазы. Последующий отпуск приводит к возрастанию твердости еще на НВ=30...60, что является следствием выделения высокодисперсных частиц а-фазы игольчатой формы. Выделение частиц начинается от границ зерна к его центру.
На основании проведенных исследований эксплуатационных характеристик (стабильность геометрических размеров деталей, изменение их массы и коэффициент трения) авторы сделали вывод о том, что основными факторами, определяющими износостойкость материала, являются: во-первых, регламентированное содержание легирующих элементов, которое определяет фазовый состав и объемную долю интерметаллидов; во-вторых, технологические режимы обработки, обеспечивающие получение требуемой структуры, а значит и свойств готовых изделий.
К.В. Варли и др. [5] изучали возможность замены высокооловянистой бронзы на кремнемарганцовую латунь ЛМцСКА 58-2-2-1 при изготовлении деталей гидромашин. С этой целью горячепрессованные образцы латуни подвергали термической обработке (закалке и отпуску).
При закалке от температуры ниже 670 С сохраняется сс-фаза. После закалки от 690 С сплав представляет собой р-твердый раствор с частицами избыточной фазы в виде игл длиной 7 мкм и диаметром 3 мкм. Избыточная фаза имеет состав (Mn55Cu3)Si42, близкий к составу гексагональной фазы М Біз.
Прочностные характеристики увеличиваются с повышением температуры закалки. Максимальное упрочнение достигается после закалки от 680...690 С. Последующий отпуск снижает предел прочности при растяжении и предел текучести (рис. 8), причем, чем выше температура отпуска, тем значительнее подобное снижение.
Отпуск при 200...250 С приводит к максимальному увеличению пределов прочности и текучести (рис. 9). По мнению авторов этот максимум вероятнее всего связан с образованием пластинчатой а-фазы. Укрупнение пластин при более высоких температурах отпуска приводит к снижению прочностных характеристик. В результате исследования электросопротивления при нагреве и охлаждении закаленных образцов наблюдались аномальные изменения (минимумы) этой величины. По предположению авторов первый минимум в температурном интервале 150...200 С связан с выделением дисперсной фазы типа MnsSi3 по границам зерен Р-фазы, второй в температурном интервале 250...300 С - с образованием одинаково ориентированных тонких пластин а-фазы.
На основании проведенных исследований авторы подобрали оптимальный режим упрочняющей термической обработки латуни ЛМцСКА 58-2-2-1-1: закалка от 690±10 С в масле и последующий отпуск при 300±10 С. Прессованные прутки после такой термообработки имеют в продольном направлении временное сопротивление разрушению при растяжении Ов бООМПа, относительное удлинение 5=13 %.
Титарев Н.Я. с соавторами [7] исследовали физические свойства, а также структуру литой латуни ЛМцСК 58-2-2-1 в зависимости от температуры закалки и отпуска и пришли к аналогичному выводу, что и в работе [10]: на свойства латуни после закалки оказывает влияние не только соотношение матричных фаз, но и их состав, связанный с количеством избыточных силицидов. Степень связанности К определяется характером распределения легирующих элементов между интерметаллидами и твердым раствором: где Сэ, Ср - содержание элемента в сплаве и твердом растворе соответственно, (% мае).
Влияние температуры нагрева под закалку на особенности поведения силицидных фаз авторы проследили по изменению степени связанности марганца и кремния, которые входят в их состав [7]. Полученная зависимость имеет сложный характер (рис.10). В интервале температур 550...650 С наблюдается выделение марганца и кремния из твердого раствора в состав соединений, что может свидетельствовать об увеличении степени равновесности распределения этих элементов между основой сплава и силицидами. При дальнейшем повышении температуры закалки до 700 С происходит растворение силицидных фаз, о чем свидетельствует уменьшение коэффициента связанности. В результате увеличения легированности твердого раствора и количества р-фазы снижается пластичность сплава. Изменение механических свойств в зависимости от температуры закалки приведено на рис. 11.
Установлено существование критической температуры (около 700 С), выше которой происходит обратный переход марганца и кремния из твердого раствора в состав соединений.
Эффект обеднения твердого раствора легирующими элементами достигает максимальной степени при 750 С, а затем уменьшается. По мнению авторов, такой эффект является следствием образования промежуточной силицидной фазы в многокомпонентной системе.
Массовая доля включений, экстрагированных в осадок при растворении стружки латуни в азотной кислоте (1:3), составила М0=3,8 и 5,6 после закалки от 680 и 750 С соответственно, что также свидетельствует об увеличении доли интерметаллидов в структуре данного кремнемарганцевого сплава при повышении температуры нагрева под закалку в названном температурном интервале.
В интервале температур 700...750 С электропроводность сплава возрастает (рис. 11). Согласно работе [6] электропроводность кремнемарганцевых латуней растет с увеличением объемной доли интерметаллидов. Поэтому изменение электропроводности данной латуни в интервале 700...750 С является еще одним подтверждением версии об образовании промежуточной силицидной фазы. В результате растворения этой фазы электропроводность сплава снова снижается, а пластичность увеличивается.
Исследование влияния температуры отпуска на механические характеристики латуни показало, что в интервале температур 100...600 С можно выделить две области понижения пластичности: низкотемпературную и среднетемпературную (рис. 12), которые разделены максимумом. Причем, с повышением температуры закалки указанные области смещаются к более низким температурам, а изменение 5 по абсолютному значению увеличивается. Провалы пластичности латуни сопровождаются повышением ее прочностных свойств (сг0,2, CJB)- При температурах отпуска выше 350 С происходит повышение количества и увеличение размеров выделений интерметаллидов, вследствие чего сплав интенсивно разупрочняется. С помощью электронно-микроскопического исследования структуры установлено, что наблюдаемые изменения свойств при повышении температуры отпуска вызваны процессами распада пересыщенных твердых растворов и выделения дисперсных интерметаллидных фаз. В процессе отпуска в а-фазе образуются интерметаллиды, отличающиеся по своим размерам и морфологии от частиц, выделяющихся в Р-фазе, что свидетельствует об их образовании при разных температурах.
Исследование распределения элементов по структурным составляющим в кремнемарганцевых латунях
Металлографическим анализом установлено, что в структуре латуни ЛМцАЖКС образуется несколько типов интерметаллидных частиц, имеющих значительные отличия друг от друга. Их можно условно классифицировать: по размерам на мелкие (до20 мкм), средние (от 20 до 60 мкм) и крупные (от 60 мкм и больше), по морфологии - на игольчатые, прямоугольные, округлые (сферические), розеточные и другие, имеющие более сложные формы. Исследования, проведенные на рентгеновском микроанализаторе САМЕВАХ, позволили получить недостающие сведения о распределении меди, цинка и легирующих элементов, входящих в состав изучаемых латуней, по их структурным составляющим, в том числе был изучен химический состав различных типов интерметаллидов. Результаты исследований можно наглядно увидеть на рис. 25...26 и оценить по табл. 11... 13.
Согласно приведенным данным состав интерметаллидных частиц различен. Причем отличаются по составу не только разные по морфологии интерметаллиды, но в большинстве случаев даже в пределах одной частицы наблюдаются зоны, отличающиеся по содержанию того или иного компонента.
В общем случае, все частицы можно разделить на безжелезистые, к которым относятся мелкие интерметаллиды, располагающиеся внутри а- и (а+р )-фаз и на частицы, сердцевина которых обогащена железом и к которым можно отнести все остальные интерметаллиды. В первом случае состав интерметаллидов можно описать формулой MnxSiy, во втором - более сложной системой (Mn,Fe)xSiy.
При более детальном рассмотрении химического состава интерметаллидных выделений различной морфологии, можно отметить, что крупные столбчатые частицы, обнаруживаемые в прессовых заготовках, в центральной части в значительной степени обогащены железом, а их периферийный слой - марганцем (рис 23). Кремний достаточно равномерно распределен по всему сечению частицы. Подобное строение, по всей видимости, связанно с условиями формирования и развития частицы при кристаллизации и охлаждении сплава, о чем речь пойдет несколько позднее. Достаточно часто в объеме крупных интерметаллидных частиц наблюдаются выделения основных фаз а- и (а+Р ).
Аналогичная неоднородность химического состава присуща и крупным игольчатым интерметаллидам и интерметаллидам розеточной формы. Крупные иголки в поперечном сечении имеют форму шестигранника, центральная часть которого богата железом, а края -марганцем. Розеточные частицы имеют несколько зон, обогащенных железом, слияние таких "железистых" зон происходит за счет диффузии марганца и кремния из твердого раствора в состав интерметаллидов. Внутренние "железистые" зоны розеточных интерметаллидов в большинстве случаев также имеют форму правильного или искаженного шестигранника. Аномально крупные конгломераты характеризуются тем, что их химический состав крайнє неоднороден: интерметаллидная фаза с беспорядочными Выполненные исследования позволили представить возможный механизм образования интерметаллидов при кристаллизации сложнолегированной латуни ЛМцАЖКС. Согласно теории микронеоднородного строения жидких расплавов (теория сиботаксисов Стюарта) [72-75], в процессе выплавки ЛМцАЖКС могут сформироваться микрообласти, в которых атомы железа, марганца и кремния образуют некоторое подобие ближнего порядка, характерного для интерметаллидов в твердом металле. По мере снижения температуры расплава растет прочность связей Fe-Si, и Mn-Si, причем, по всей видимости, взаимодействие между железом и кремнием в медно-цинковом расплаве гораздо сильнее, чем взаимодействие марганца и кремния, за счет чего и происходит обогащение центральной части частиц именно железом. Вероятно, окончательное формирование кристаллического строения интерметаллидов происходит в интервале кристаллизации. Здесь связи между разноименными атомами достигают максимального значения: они окончательно занимают свои строго определенные места в узлах кристаллической решетки. На конечном этапе кристаллизации расплава практически все железо уже находится в связанном состоянии в интерметаллидах, тогда как значительная часть марганца и кремния еще находятся в твердом растворе. При последующем охлаждении растворимость марганца и кремния в твердом растворе снижается. Происходит их диффузия из матрицы и связывание в состав избыточной фазы. При этом происходит как образование внешнего кремнемарганцевого слоя на уже сформировавшихся железомарганцекремниевых частицах, так и формирование практически безжелезистых мелких интерметаллидов MnxSiy, располагающихся внутри зерен а и Р-фаз.
Как правило, все кремнемарганцевые латуни для обеспечения требуемых прочностных, пластических и специальных свойств имеют очень сложный химический состав, куда помимо меди и цинка входят такие элементы как марганец, алюминий, кремний, никель, железо, свинец и др. В связи с очень сложным химическим составом, для данного класса сплавов практически отсутствуют изученные диаграммы состояния, учитывающие влияние каждого конкретного легирующего элемента на изменение фазового состава, а значит и на их свойства. Данное обстоятельство нередко приводит к противоречиям между химическим, фазовым составами и механическим свойствами, заложенными в соответствующие технические условия или стандарты на тот или иной сложный сплав. Почти всегда подобные несоответствия устраняются лишь в процессе отработки технологии, что влечет за собой большие материальные затраты.
Разработка простого и надежного метода прогнозирования фазового состава на основе широко известных диаграмм состояния может стать одним из путей сокращения затрат на освоение технологии производства полуфабрикатов из новых сплавов. Ориентировочно фазовое строение кремнемарганцевых латуней можно оценить при помощи таких диаграмм состояния как Cu-Si-Mn, Cu-Si-Fe, Cu-Ni-Si, и также при использование политермического разреза диаграммы состояния Cu-Zn-MnsSi3 [68]. Однако наиболее простым и точным способом достижения указанной цели является прогнозирование соотношения структурных составляющих сложнолегированных латуней на основании известной диаграммы состояния Cu-Zn с привлечением системы расчета цинкового эквивалента Гийе [69]. Диаграмма состояния Cu-Zn приведена на рис. 27. Суть метода Гийе заключается в следующем: влияние легирующих компонентов, входящих в состав кремнемарганцевых латуней, на сдвиг границ фазовых превращений в двойной системе Cu-Zn позволяют учесть так называемые коэффициенты Гийе, используемые в одноименной формуле [69]: - коэффициент эквивалентности і-го компонента; Zn3 - эквивалентное содержание цинка в сплаве. Согласно формуле (7) легирование двойной латуни Cu-Zn одним процентом какого-либо элемента равноценно повышению содержания в сплаве Zn на определенное количество. Степень «кажущегося» увеличения содержания цинка и определяют коэффициенты Гийе, значения которых у интересующих нас элементов следующие: Si-10...12, Al -4...6, Sn-2, Pb -1, Fe-0,9, Mn - 0,5, Ni -(-1,3).
Износостойкость и металлографические аспекты износа колец синхронизаторов
Наиболее простым и надежным способом повышения эксплуатационных качеств различных деталей, изготовленных из любых металлов или сплавов, является термообработка. Термообработка, наряду с такими операциями как легирование, модифицирование и др., позволяет управлять структурой сплавов, создавая определенное соотношение структурных составляющих, тем самым обеспечивает получение требуемых свойств. В качестве примера можно привести наиболее изученную из всех кремнемарганцевых латуней - дисперсионно твердеющую латунь ЛАНКМц 75-2-2,5-0,5-0,5. Сочетанием различных операций термообработки (закалка, закалка + старение и др.) можно добиться довольно широкого диапазона твердости и механических свойств данного сплава: HV = 71...230, ав=278...700МПа[14].
С целью поиска возможности повышения эксплуатационных характеристик сложнолегированной латуни ЛМцАЖКС (в частности -износа) за счет термической обработки были проведены лабораторные эксперименты. Образцы металла в виде колец, отрезанных от прессовых заготовок подвергались воздействию различных видов и режимов термообработки. На образцах определялись твердость HV и подсчитывались количества разных фазовых составляющих в исходном (прессованном) состоянии и в состоянии после проведенных экспериментов. Результаты работы приведены в табл. 16.
Полученные данные свидетельствуют о том, что в результате закалки от температур 800...880 С (выдержка 1 час) фиксируется структура, состоящая из Р-фазы, незначительного количества сс-фазы (1...3 об. %), и измельченных, по сравнению с прессовым состоянием, интерметаллидов. Подобная структура обеспечивает твердость HV=230...250, против HV=130...140 в исходном (прессованном) состоянии. Последующий отпуск (300 С, 4 ч) сопровождается увеличением объема (до 5...7 об. %) по границам зерен Р-фазы мелкодисперсной сс-фазы, вследствие чего твердость материала увеличивается до HV=300...350.
При закалке от более низких температур (750...800 С) в структуре также фиксируется р-фаза, по границам которой в виде прослоек выпадает от 7 до 10 об.% а-фазы. Размеры интерметаллидов аналогичны размерам исходного состояния. Такая структура обеспечивает твердость HV=200..220. В результате термообработки (300 С, 4 ч) увеличивается количество а-фазы (до 15...20 об.%), твердость также возрастает до HV=290...300. При последующем понижении температуры закалки до 700...730 С фиксируется обычное трехфазное состояние - а+Р+интерметаллиды. При последующем понижении температуры закалки до 700...730 С фиксируется обычное трехфазное состояние - а+р+интерметаллиды. Содержание Р-фазы снижается до 40...50 об. %. Твердость металла не превышает HV=170..190. Последующий отпуск приводит к измельчению структуры. Твердость отпущенной латуни увеличивается до HV=200..230.
Как видно из приведенных выше данных, при проведении термообработки вполне возможно добиться получения в кольцах синхронизаторов твердости в широком диапазоне от HV=200 до HV=350, вследствие чего можно существенно увеличить их износостойкость. Получение же в промышленных условиях прессовой заготовки с твердостью HV=200...300 технически возможно, но нецелесообразно. Во-первых, закалка длинномерного изделия сопровождается его искривлением. К тому же, в настоящее время в отечественной практике отсутствует оборудование для правки прессовой заготовки данного сортамента (диаметром 60...75 мм) с твердостью превышающей HV=170...190. Во-вторых, возникнут технические трудности при обработке закаленных прессовых заготовок на заводе потребителе. По этим причинам закалка прессовой заготовки не проводится.
Однако, первоначально, в связи с низкой твердостью прессовой заготовки ЛМцАЖКС (130... 150) для достижения HV 170 (требование ТУ) металл подвергался искусственному старению при температуре 470"20 в течение 3-х часов в процессе которого в объеме р -фазы выделялась мелкодисперсная игольчатая а-фаза, вследствие чего твердость повышалась доНУ=160...180.
Отмене термообработки способствовал также тот факт, что прессовые заготовки из латуни ЛМцАЖКС в отличие от прессовых заготовок из ЛМцАЖН не склонны к растрескиванию при транспортировке, хранении и переработке в изделия. По итогам проделанной работы можно сделать можно сделать следующий вывод: при помощи закалки и последующего отпуска колец синхронизаторов возможно достичь значительного повышения твердости, вследствие чего можно существенно увеличить износостойкость последних. Принимая во внимание диаграмму состояния Cu-Zn, данные ДТА полученные О.С. Кузьминым [22], и имеющиеся сведения о структуре исследуемого сплава в зависимости от различных условий термообработки, можно описать предполагаемый механизм фазовых превращений, происходящих в процессе кристаллизации его расплава и последующего охлаждения твердого состояния. По всей видимости, кристаллизация ЛМцАЖКС начинается при температуре 961 С с выпадения из жидкого расплава первичных кристаллов р-фазы. При этом, на границах Р-фазы происходит обогащение расплава легирующими элементами, а именно Fe, Mn, Si и Pb, что облегчает образование в интервале кристаллизации новых и развитие унаследованных от шихтовых материалов и сохранившихся в расплаве зародышей избыточной фазы на основе силицидов (Fe, Mn)xSiy. Кристаллизация расплава заканчивается при температуре солидуса 889 С с фиксацией в структуре сплава исходной р-фазы по границам которой располагаются "железистые" интерметаллиды. Такая структура сохраняется вплоть до 780...800 С. При дальнейшем охлаждении в интервале температур 800V700 С происходит распад р-фазы по схеме: p- a+p+Mn5Si3 Необходимо отметить, что выпавшие в этом температурном интервале интерметаллиды в отличие от первичных практически не содержат железа и предположительно выделяются не только в виде самостоятельной структурной составляющей, но и в виде внешнего слоя уже сформировавшихся ранее в интервале кристаллизации интерметаллидов. а-твердый раствор формирует отдельную фазу. Таким образом, в указанном температурном интервале можно выделить следующие структурные составляющие: a+p+(Fe, Mn)5Si3+Mn5Si3. Медленное охлаждение в интервале температур 700-J-500 С обеспечивает полное растворение Р-фазы, в результате чего структура приобретает вид: a+(Fe, Mn)5Si3+Mn5Si3. В связи с уменьшением растворимости цинка в меди, последующее охлаждение (ниже 500 С) сопровождается выпадением вторичной (низкотемпературной) Р-фазы. При температурах ниже 480- 460 С происходит образование упорядоченного Р - твердого раствора. При 330 С последними затвердевают включения свинца, вследствие чего в процессе медленного охлаждения при комнатной температуре фиксируется структура, состоящая из: a+p +(Fe, Mn)5Si3+Mn5Si3+Pb.
