Алюминиевые бронзы

 Алюминиевые бронзы - сплавы на основе меди, в которых главным легирующим элементом является алюминий. Применяют двух- и многокомпонентные сплавы. Диаграмма состояния системы Cu-Аl в равновесном состоянии приведена на рис. 1.

Рис 1. Диаграмма состояния системы (равновесное состояние)

Из диаграммы видно, что максимальная растворимость алюминия в меди в твердом состоянии составляет 9,4% (по массе). С повышением температуры с 565 до 1037°С растворимость алюминия в меди уменьшается и достигает 7,5%.

К стабильным фазам системы Cu-Аl относятся α, β, γ₂ и α₂ фазы.

Фаза α - первичный твердый раствор, изоморфный, с элементарной гранецентрированной кубической кристаллической решеткой. При медленном охлаждении сплава до температуры 400°С α-фаза образует ближний порядок, что приводит к заметному снижению ее электросопротивления, которое продолжается и при температуре ниже 200°С в результате устранения дефектов упаковки.

Фаза β - твердый раствор, образующийся на основе стехиометрического состава Cu₃Аl непосредственно из расплава при температуре 1036-1079°С, с элементарной центрированной кубической кристаллической решеткой. Фаза β - пластична, электропроводна и стабильна при температуре выше 565°С. При быстром охлаждении сплава (со скоростью >2°С/мин) она испытывает резкие превращения типа мартенситовых, образуя промежуточные фазы (рис. 1). При медленном охлаждении (< 2°С/мин) β -фаза распадается на эвтектоид α+γ₂ образованием крупнозернистой γ₂ фазы, выделяющейся в виде непрерывных цепей, придающим сплаву хрупкость. Фаза γ₂ (Cu₉Al₄), образующаяся из фазы γ’, стабильна при низких температурах, хрупкая и твердая, с электропроводностью меньшей, чем у β -фазы.

Фаза α₂, образующаяся при температуре 363°С в результате перитектоидной реакции между фазами α и γ₂, имеет гранецентрированную кубическую кристаллическую решетку, но с другими параметрами.

Метастабильные фазы в сплавах: β₁ - с элементарной центрированной кубической кристаллической решеткой (а - 5,84 Å, Аl - 11,9%), упорядоченная; β’ - с элементарной гранецентрированной кубической кристаллической решеткой (Аl - 11,6%), очень деформированная; β₁' - с элементарной ромбической кристаллической решеткой (а = 3,67 Å, с = 7,53 Å, Al - 11,8%), упорядоченная; γ₁-фаза с элементарной орто-ромбической ячейкой (а = 4,51 Å, в = 5,2 Å, с = 4,22 Å, Al - 13,6%), упорядоченная. Предполагается существование других фаз, которые являются разновид­ностью фазы β₁'.

Определение структуры сплавов Cu-Al затруднительно. Для получения равновесных структур сплавов необходимы очень большие скорости охлаждения (от 1 до 8°С/мин в зависимости от содержания алюминия) .  Такие структуры выявляются при травлении сплавов хлорным железом.

Однако, травление хлорным железом не всегда позволяет с уверенностью определять фазы в сплавах, охлажденных с обычной скоростью. В этом случае для выявления истинной структуры сплавов Cu-Al применяются специальные методики с использованием электролитического полирования.

Структура двойных медно-алюминиевых сплавов и многокомпонентных бронз на основе системы медь-алюминий в равновесном состоянии определяется диаграммой состояния (рис. 2).

Рис. 2. Диаграмма фазовых превращений алюминиевой бронзы с содержанием алюминия 12,07% (по массе)

Однако в производственных условиях при отливке слитков и заготовок, обработке их давлением в горячем и холодном состоянии скорости охлаждения и нагрева значительно отличаются от тех, при которых построена равновесная диаграмма состояния.

Поэтому и структуры литых и деформированных полуфабрикатов отличаются от тех, которые определены равновесной диаграммой состояния.

Для определения свойств и микроструктуры сплавов в метастабильном состоянии строят С-образные кривые, показывающие кинетику фазового превращения в зависимости от скорости охлаждения и изотермической выдержки при температурах ниже температуры эвтектоидного превращения.

Однофазные сплавы (α-алюминиевые бронзы) пластичны и хорошо обрабатываются давлением, двухфазные сплавы (α+γ₂-алюминиевые бронзы) с высоким содержанием алюминия менее пластичны и применяются, главным образом, как литейные.

Необходимо отметить, что фактическое содержание алюминия в промышленных сплавах колеблется в широких пределах, что сказывается на стабильности механических свойств литых и деформированных полуфабрикатов из алюминиевых бронз.

Изменение механических свойств алюминиевых бронз, обрабатываемых давлением, (пределы прочности при растяжении σ_в, пропорциональности σ_пц и текучести σ_0,2, относительное удлинение - δ и сужение ψ, ударная вязкость а_н(КС) и твердость по Бринеллю (НВ) в зависимости от содержания алюминия, как показано на рис. 3.

Рис. 3. Изменение механических свойств алюминиевых бронз Cu-Al в зависимости от содержания алюминия:
            а - полосы, деформированные на 40% и отожженные при температуре 650^оС в течение 30 мин.;

б - прессованные прутки и трубы из алюминиевой бронзы БрАЖМц10-3-1,5

Эта особенность алюминиевых бронз учтена в зарубежных национальных стандартах (США, Германия, Великобритания, Франция и др.). В этих странах для повышения стабильности механических свойств алюминиевых бронз предусматривается более узкий интервал содержания в них алюминия, который, примерно, в 1,5-2 раза меньше, чем в подобных бронзах, применяемых в России и странах СНГ (см. сплавы по ГОСТ 493, ГОСТ 17328 и зарубежные сплавы-аналоги).

В США, Франции и Японии имеются группы бронз типа БрАЖМц, в которых требуемые механические свойства достигаются только за счет изменения содержания алюминия.

 Влияние легирующих элементов на свойства алюминиевых бронз

Легирование двухкомпонентных алюминиевых бронз различными элементами заметно изменяет их свойства. Основными легирующими элементами сплавов Cu-Al являются железо, марганец и никель. В алюминиевых бронзах, как правило, содержание железа и никеля не превышает 5,5, марганца 3% (по массе).

Железо в твердом состоянии незначительно растворимо в сплавах Cu-Al и образует с алюминием интерметаллическое соединение состава Fe3Al, которое выделяется как самостоятельная фаза в виде мелкодисперсных частиц. При содержании в сплавах около 1% Fe обра­зуется незначительное количество мелкодисперсных частиц, располагающихся вблизи эвтектоидной области (α + γ₂) и обрамляющих ее. Однако с увеличением содержания железа их количество возрастает. Так при содержании 4% Fe мелкодисперсные частицы Fe3Al обра­зуются как в области α + γ₂, так и в области α. Мелкодисперсные частицы интерметаллического соединения Fe3Al препятствуют росту зерен в алюминиевых бронзах при высоких температурах. Под влиянием железа, которое значительно улучшает механические свойства и задержи­вает температуру рекристаллизации, в алюминиевых бронзах исчезает так называемое явление "самопроизвольного отжига", приводящее к повышению хрупкости сплавов. Железо, измельчая структуру, останавливает образование в Cu-Al сплавах, содержащих 8,5-11,0% Al, крупнозернистой γ2-фазы, выделяющейся в форме непрерывных цепей, обусловливающих хруп­кость.

Железо в зависимости от его содержания в сплаве влияет на структуру, фазовые превращения и свойства алюминиевых бронз следующим образом: при содержании до 1,2% оно находится в твердом растворе (α-фаза), а при большем содержании - выделяется в виде отдельных глобулярных включений, которые в двойных и тройных сплавах, содержащих никель, .обычно изображаются k-фазой. Приблизительный состав k-фазы: 85% Cu, 10% Al и 5% Fe; при содержании в сплаве от 1,2 до 5,5% железо оказывает сильное модифицирующее действие на изменение первичного зерна в литых заготовках; при содержании в бронзах > 5,5% Fe это действие исчезает. Поэтому в промышленных алюминиевых бронзах содержание железа обыч­но не превышает 4 %.

Железо упрочняет алюминиевые бронзы за счет повышения прочности твердого раствора (α-фазы) и выделения k-фазы. Сплавы с высоким содержанием железа типа БрАЖ10-10 отличаются повышенной сопротивляемостью абразивному износу и эрозий, однако менее стойки в морской воде.

При дополнительном легировании сплавов системы Cu-Al-Fe марганцем и никелем значительно повышаются их прочностные характеристики и коррозионная стойкость, изменяются структура и состав k-фазы.

Марганец хорошо растворяется в алюминиевых бронзах в твердом состоянии. При содержании Мп > 2% в сплавах системы Cu-Al заметно ускоряется трансформация фаз α + γ₂ в фазу β (марганец понижает эвтектоидную температуру и задерживает распад β-фазы); при содержании Mn>8% распада β-фазы практически не происходит.

Особенностью добавок марганца в алюминиевые бронзы является также появление в них при охлаждении игольчатых зародышей β-фазы до превращения β-фазы в  α+ γ₂

Появление игольчатых зародышей α-фазы особенно заметно при отжиге крупногабаритных полуфабрикатов. Поэтому при отливке морских винтов, имеющих разнотолщинность от 15 до 400 мм, широко применяют специальные алюминиево-марганцевые бронзы с большим содер­жанием марганца.

В бронзах типа БрАЖ10-4, БрАЖ9-4 марганец является ведущим элементом, определяющим кинетику превращения β-фазы при нагревании и улучшающим их закаливаемость на глубину. В этих бронзах допускается содержание Mn до 1,5%. Однако с ростом содержание Mn от 2 до 5% уменьшается твердость алюминиевых бронз после закалки при температуре 800-1000°С. Поэтому для повышения твердости алюминиевых бронз при термической обработке в них должно быть не более 0,5% Mn.

Марганец повышает механические и коррозионные свойства и улучшает технологические характеристики сплавов Cu-Al. Алюминиевые бронзы, легированные марганцем, отличаются повышенной коррозионной стойкостью, хладостойкостью и высокой деформируемостью в горячем и холодном состоянии.

Никель, неограниченно растворимый в твердом состоянии в меди, практически не раство­ряется в алюминии (при температуре 560°С растворимость 0,02%). Никель увеличивает область α-фазы в системах Cu-Al и Cu-Al-Fe. В сплавах Cu-Al-Ni под влиянием никеля область твердого раствора с понижением температуры значительно сдвигается в сторону медного угла, поэтому их можно подвергать дисперсионному твердению. Способность к дисперсионному твердению этих сплавов обнаруживается при содержании 1% Ni. Никель повышает температуру эвтектоидного распада β в α+γ₂ до 615°С, задерживает превращение α+γ₂ в β при нагреве. Влияние никеля становится особенно заметным при его содержании более 1,5%. Так, при содержании в сплаве 2% Ni β-фаза появляется при температуре 790°С, при содержании 4% Ni - при температуре 830°С.

Никель оказывает благоприятное воздействие на структуру эвтектоида α+γ₂ и псевдоэвтектоида α + β, значительно увеличивает стойкость фазовых превращений β -фазы, а при отливке и закалке способствует большему образованию количества метастабильной β'-фазы мартенситового типа. При этом α-фаза приобретает более округлую форму, структура становится более равномерной, повышается дисперсность эвтектоида.

Легирование никелем алюминиевых бронз заметно повышает их физико-механические свойства (теплопроводность, твердость, усталостную прочность), хладостойкость и антифрикционные характеристики, коррозионную и эрозионную стойкость в морской воде и слабых солянокислых растворах; жаростойкость и температуру рекристаллизации без заметного ухудшения технологических характеристик. При содержании в сплавах никеля значительно повы­шается модифицирующее действие железа.

Алюминиевые бронзы системы Cu-Al-Ni применяют редко. Никель, как правило, вводят в алюминиевые бронзы в сочетании с другими элементами (преимущественно с железом). Наиболее широкое распространение получили алюминиевые бронзы типа БрАЖН10-4-4. Оптимальные свойства этих бронз достигаются при соотношении Fe:Ni =1:1. При содержании в этих бронзах 3% Ni и < 2% Fe k-фаза может выделяться в двух формах: в виде мелких округлых включений твердого раствора на основе железа, легированного алюминием и никелем, и в виде тонких пластин, интерметаллида состава NiAl.

Наибольшее распространение получили деформированные алюминиевые бронзы следующих систем: Cu-Al, Cu-Al-Fe, Cu-Al-Mn, Cu-Al-Fe-Mn, Cu-Al-Fe-Ni.

Алюминиевые бронзы отличаются высокой коррозионной стойкостью в углекислых растворах, а также в растворах большинства органических кислот (уксусной, лимонной, молочной и др.), но неустойчивы в концентрированных минеральных кислотах. В растворах сернокислых солей и едких щелочей более устойчивыми являются однофазные алюминиевые бронзы с пониженным содержанием алюминия.

Алюминиевые бронзы менее других материалов подвергаются коррозионной усталости.

Особенности обработки деформируемых алюминиевых бронз

Для получения гомогенных деформированных полуфабрикатов с улучшенными механическими свойствами и высокой усталостной прочностью рекомендуется алюминиевые бронзы отливать непрерывным способом, а последующую обработку производить специальным методом, включающим операции:

а)        горячую обработку литой заготовки с суммарным обжатием до 30%;

б)       термическую обработку при заданной температуре (t₀) с отклонением ±2°С (нагрев до заданной температуры, выдержка 20 мин на каждые 25 мм сечения материала);

в)        закалку в воде или масле при температуре 600°С;

г)         горячую обработку давлением при температуре на 35-50°С меньше той, которая принята при термической обработке на стадии "б" в зависимости от содержания алюминия в сплаве (содержание алюминия должно быть определено с точностью ±0,02%). Температура термической обработки определяется по эмпирической формуле:

t=(1990 — 1000A)°С,

где А - содержание алюминия в сплаве, % (по массе).

Графическая зависимость температуры от содержания алюминия при термической и второй горячей обработке давлением алюминиевых бронз приведена на рис. 4.

Рис. 4. Зависимость температуры от содержания алюминия при термической и горячей обработке давлением  алюминиевых бронз:

                        1 - температура термической обработки;

                        2 - температура горячей обработки давлением