книги / Прогнозирование прочности и анизотропного состояния деформированных конструкционных материалов

Г л а в а 6

ТЕШОДИШИЧЕСКИЙ ПОДХОД ПРИ ПОСТРОЕНИИ МОЩИ ПРОЦЕССА ФОГШРОВЛНИЯ ФИЗЩО-ШАНИЧЕСХИХ СВОЙСТВ ГОРЯЧЕКАТАНЫХ ХРОМОВЫХ БРОНЗ

Физико-механические свойства горячекатаных листов из меди и ее сплавов в значительной степени зависят от того» какие при­ меси, в каких количествах и в каком состоянии содержатся в ме­ талле.

Современные приборы и методики экспериментальных работ не позволяют получить ответ о состоянии присутствующих в металле примесей* Опубликованные гипотезы, не подтверждаемые даже кос­ венным экспериментом, и полемика вокруг них не привели к рас­ крытию истины . Успешным может оказаться теоретическое исследо­ вание вопроса с применением термодинамического подхода.

§6*1. Влияние примесей на физико-механические

итехнологические свойства меди и ее сплавов. Обоснование термодинамического подхода

Все примеси отрицательно влияют на самые важные свойства меди: электро- и теплопроводность. Согласно правилу Н.С.Курнакова [60], электропроводность сплавов резко снижается по мере увеличения концентрации каждого из компонентов в области обра­

пропорциональна электропроводности каждой из составляющих в со­ ответствии с ее относительным количеством. Обобщенные резуль­ таты исследований о влиянии примесей и их количества на изме­ нение электропроводности меди достаточно подробно изложены в работах (2, 108, 134, 140, 154].

Изменение удельного электросопротивления меди от количе­ ства примесей представлено графиком на рио.25.

Кроме того, электросопротивление меди зависит от степени деформации металла в холодном состоянии. При этом рост электро­

сопротивления пропорционален степени деформации металла. После­ дующий отжиг снижает электросопротивление холоднодеформярованноге металла пропорционально температуре. При наличия примесей,

рых имеет место аномальное изменение электросопротивления чис­ той меди, соответствуют температурам аномального изменения фи­ зических, химических, механических и других свойств не только чистой меди, но и ряда сплавов на медной основе. В интервале от 273 до 373 К температурный коэффициент удельного электросо­ противления меди принимается для расчетов равным 43»1СГ4 град"*. Согласно стандартам деформированная медь марок МО и Ш после отжига при 970 К должна иметь удельное электросопротивление при 273 К не выше 17,48*10”^ Ом-м. Благодаря высокой чистоте метал­ л а близкими значениями к указанной величине обладает бескисло­ родная медь марок М00 и МОБ. Электросопротивление меди других марок стандартами не регламентируется. По данным Л.П.Смирягина [108] , электросопротивление металла некоторых плавок может быть даже вдвое выше, чем соответствующие значения для меди МО и Ш.

Удельное электросопротивление хромовой бронза при содер­ жании хрома 0 ,4 ...1 ,0 # определяется распределением в ней хрома. После закалка в воде металла, нагретого до Ш 0 ...122С К, хром находится преимущественно в виде твердого раствора. Электропро­ водность такого металла составляет примерно 60# электропровод­ ности меди марки М£. В результате последующего старения зака­ ленного металла при температуре 720 К в течение нескольких ча­

20*10“^ Ом*м. Аналогичными свойствами обладают и другие низко­ легированные бронзы.

Удельное электросопротивление материала с высокой степенью точности может быть измерено различными простыми способами, на­ пример методом двойного моста. Измерение коэффициента теплопро­ водности меди и ее сплавов сопряжено с большими эксперименталь­ ными трудностями. С достаточной степенью точности он гложет быть

где Л - коэффициент теплопроводности, Вт/(м«град); р - удель­

определяются только степенью деформации металла в холодном со­ стоянии. Временное сопротивление на разрыв холоднокатаной меда при обжатии 50# составляет 3 8 0 ...4 0 0 МПа, "а"отожженной- 2 1 0 .,.

...240 МПа. С повышением температуры прочностные свойства меди

ное сопротивление горячекатаного металла составляет 2С0 . . .230 МПа. После нагревания металла до 1170 ...1220 К и последующей закалки его в воде временное сопротивление на разрыв сущест­ венно не меняется. В таком состоянии металл обладает отличными пластическими свойствами. Последующее старение при 720 К позво­ ляет поднять уровень временного сопротивления до 350 ...400 МПа.

Если старению предшествует холодная деформация с обжатием по­ рядка 30%, то временное сопротивление металла составляет 450...

...5 0 0 МПа. Одновременно увеличивается и предел текучести. Ука­ занная термическая обработка хромовой бронзы обеспечивает наи­

Медь является отличным конструкционным материалом для из­ делий, эксплуатируемых в условиях глубокого холода, вплоть до температур, близких к абсолютному нулю. С понижением темпера­ туры прочность и пластичность меди увеличиваются, причем по­ рога хладноломкости не наблюдается. Хром ограниченно растворим в меди в твердом состоянии. При температуре эвтектического пре­

нологическую пластичность.

Примеси свинца, висмута и сурьмы являются вредными, так как резко снижают технологические свойства медных сплавов. Влияние их столь значительно, что присутствие указанных вредных приме­

этой зависимости, в свою очередь, регламентирует температурные режимы горячей пластической деформации, и, в частности, прокатни. Поэтому для разработки научно обоснованного технологического процесса прокатки исследуемых бронз необходимо обстоятельно разобраться в механизме влияния этих вредных примесей на тех­ нологическую пластичность металла, выявить запрещенные темпера­

турные области для горячей пластической обработки исследуемых бронз и сформулировать технологические рекомендации для произ­ водственного внедрения.

Теоретическое исследование механизма охрупчивания металла вредными примесями при повышенных температурах излагается в следующем параграфе.

§ 6 .2 . Охрупчивание металла вредными примесями при повышенных температурах

Снижение технологической пластичности металла в некоторых температурных областях при горячей обработке объясняется двумя

ной прослойки не является обязательным условием зарождения тре­ щин, поскольку при действии растягивающих напряжений в процесс деформации обязательно вовлекаются кристаллиты, если объемная прочность жидкости пли поверхностное натяжепие и сопротивление вязкому течению жидких прослоек окажутся достаточными для вос­ приятия приложенных напряжений.

Согласно второй гипотезе, выдвинутой Б.А.Мовчаном [75] трещины образуются в твердом металле по полигониэационным гра­ ницам как под действием сварочных напряжений (в металле свор­ ного шва), так и под действием напряжений от внешних окл Спри обработке металла давлением). В процессе формирования полигонизационные границы притягивают множество вакансий, что приво­ дит к большим локальным разрыхлениям в металле. В результате

этого при наложения растягивающих напряжений создаются условия

с высокой температурой и напряжениями способствует интенсивно­ му движению и перегруппировке несовершенств и тем самым сильно сокращает время, необходимое для межкристаллитного разрушения.

пературе до 1173 К. Минимальная пластичность металла наблюда­ ется при температурах 570 ...620,. 820 и 970 К и малых скоростях деформации. При высоких скоростях деформации металла провалы пластичности отсутствуют. Аналогичное изменение пластичности ме­

наблюдаются минимальные значения пластичности металла, доволь­ но точно совпадают с точками аномального измене няя температур­

присутствием водорода. Чем больше содержание в меди водорода, тем при более высоких температурах начинает проявляться хруп­ кость металла. Полное восстановление пластичности металла - зри температуре около 470 К.

Последование кинетики зарождения трещин в указанном выше первом температурном интервале хрупкости выполнено Б.Расселом и Д.Джеффри [159]. Само явление они объяснили зарождением и развитием пустот по границам кристаллитов вследствие диффузии вакансий, хотя экспериментально этого процесса обнаружено не было. По расчетам МакЛина [70, 71], для зарождения указанных пустот необходимо насыщение металла вакансиями до концентрации

порядка 105 . Согласно же экспериментальным данным эта величина

может быть лишь на четыре порядка меньше. Поэтому диффузия ва­ кансий может только способствовать росту образовавшихся по ка­ кому-то другому механизму пустот, не являясь причиной их за­ рождения.

В работах [49, 50] изучалась структура меди вокруг трещи­ ны. Какого-либо различия тонкой структуры металла возле трещи­ ны и вдали от нее не было замечено. Поэтому для принятия дис­ локационных моделей образования зародыша трещины при высоко­

зования зародыша трещины благодаря водяным парам,поскольку кон­ центрация кислорода в таком металле составляет % по массе.

Е.Метсконом и Ф.Шуккерсм [149] подробно исследовано влия­ ние парциального давления водорода, температуры и времени от­

жига на охрупчивание технической меди, содержащей 0,03# кисло­ рода. Ими установлено» что отсутствие водородного охрупчивания

наблюдается при концентрации водорода в инертной атмосфере ме­

рода и длительное время выдержки металла способствовали удале­ нию из него кислорода, сам же водород охрупчивания не вызвал. Таким образом, можно предположить, что сам водород без кисло­ рода, не является причиной охрупчивания меди и ее сплавов.

Обособленные выделения полуоксида меди в виде самостоя­ тельной фазы не понижают пластичности меди при испытании мета;«- ла на растяжение в температурном интервале 2 9 3 ... 1070 К, Попе­

ВтороИ температурный интервал хрупкости меди (6 7 0 ,..ШЭОЮ с минимальным значением пластичности при 620 К обусловлен при­ сутствием висмута или свинца. Вредное влияние висмута обнару­

находится верхняя точка второго температурного интервала хруп­ кости. Верхняя точка совпадает с температурой предельной рас­ творимости примеси в меди. Ниже этой точки имеются термодина­ мически благоприятные условия для формирования между кристал­ литами новой фазы - практически чистых висмута или свинца. Од­ нако нижняя точка интервала находится выше температуры плавле­ ния висмута (544 К) и свинца (599 К ), т .е . пластичность меди в присутствия примесей восстанавливается, когда эти примеси меж­ ду кристаллитами должны находиться еще в жидком состоянии. По­

на твердую медь, хотя имеются данные об адсорбции висмута гра­ ницами медных кристаллитов.

Г.И.Белащенко и А.А.Луховицкий [И ] экспериментально по­ казали, что свинец не понижает-поверхностного натяжения границ кристаллитов меди. Поэтому для системы жидкий свинец - твердая медь также нет оснований принять какую-либо дислокационную мо­ дель образования зародыша трещины.

Третий температурный интервал хрупкости меди с минималь­ ным значением пластичности металла при 970 К, возможно, вызван присутствием весьма малых количеств селена или теллура. Меха­ нические и технологические свойства меди при наличии в ней ука­ занных примесей экспериментально изучены [127, 133]. Присутст-

селеном и теллуром в процессе испытания на изгиб технологиче­

ниях разрушение металла происходило по границам кристаллитов. Удовлетворительных моделей охрупчивания металла вредными примесями, подтвержденных прямым экспериментом, не существует. Разработана остроумная гипотеза о возможном механизме охрупчи­ вания металла примесями при повышенных температурах [90], ко­ торая подтверждена теоретически термодинамическими расчетами, но при существующих экспериментальных возможностях не получила

пературного интервала хрупкости меди, содержащей соответствую­ щие охрупчивающие примеси. Точка Тхв определяется температурой распада пересыщенного твердого раствора примеси в меди и выде­ ления новой фазы между кристаллитами. Црямеси висмута или свин­ ца выделяются в виде новой фазы, состоящей из' практически чяо-

тух элементов, а селен или теллур - в виде новой фазы, состоя­

примесей, последние стремятся к выделению из пересыщенного рас­ твора. Так образуется новая фаза, причем энергетически наибо­ лее выгодно выделение сферического зародыша новой фазы по гра­ ницам кристаллитов.

Зародыш новой фазы растет вследствие диффузионного потока примесей из пересыщенного твердого раствора. Однако его сфери­ ческая форма становится неустойчивой. Новая фаза деформируется под действием силового поля, обусловленного мелсфазным натяже­

внешнего поля напряжений от деформирующих металл усилий.В про­

Y^SZf^cosOp/Z). Для рассматриваемых в настоящем исследовании композиций медь-цримесь *р<п/Ъ [1353 и имеются данные, что в процессе деформации металла величина ср значительно уменьшает­ ся [136].

При малых значениях <р новая фаза стремится затечь между кристаллитами. Распределению новой фазы вдоль границ кристал­ литов способствует граничная диффузия вещества новой фазы. Ско­ рость граничной диффузии пропорциональна c tg 2(<p/£) и обратно

Рассмотрим, в каком состоянии будет находиться тонкий слой новой фазы между кристаллитами и какими свойствами будет обла­ дать металл-растворитель под действием растягивающих усилий.