Full Text

Введение Алюминиевые бронзы получили широкое распространение в машиностроении[1] [1-11, 12]. Алюминиево-железная бронза БрАЖ 9-4 (по классификации США - С61900, ЕС - CuAl8Fe3 и CuAl10Fe3) характеризуется высоким комплексом механических, антифрикционных, коррозионных свойств, позволяющим использовать ее в различных областях машиностроения [1-3], и в силу высокой технологичности, низкой цены и широкой доступности является одной из наиболее применяемых в отечественной и зарубежной промышленности [1, 2, 4, 5]. Повышенное содержание алюминия обеспечивает пониженную плотность относительно чистой меди, что имеет большое значение при промышленном применении [1, 2]. Пожалуй, наибольшее применение марка нашла для изготовления элементов оборудования, работающих в условиях воздействия коррозионной среды [6], которой зачастую выступают технологические жидкости, используемые при резании. Примером (рис. 1, а) могут служить различные направляющие колодки, по которым перемещаются детали типа борштанга, применяемые при расточке (сверлении) глубоких отверстий. Несмотря на то, что, как правило, производители оборудования, как отечественные, так и зарубежные, предусматривают наличие конструктивных элементов для обеспечения естественного смазывания поверхности трения в виде каналов, практика показывает, что такие каналы быстро забиваются шламом и фактически узел работает в условиях сухого трения. Анализ поверхности типовых деталей показывает, что основным видом повреждения выступает абразивное изнашивание (рис. 1, б). Однако основным нареканием механообрабатывающих производств является все-таки нестабильность трибологических свойств деталей из БрАЖ 9-4, изготовленных из различных партий металла. Стойкость направляющих колодок из БрАЖ 9-4, работающих в паре с нитроцементованной борштангой из стали 19ХГН, колеблется от 40 до 200 % со средним значением в районе 60-75 %. В настоящее время существует запрос производственных участков и ремонтных служб на стабилизацию свойств возобновляемой оснастки. При этом одними из основных критериев выдвигаются экономичность и технологичность воспроизводства заменяемых деталей. Оставив за скобками соблюдение производственной дисциплины, заметим, что, согласно ГОСТ 18175 (табл. 1), данная латунь «имеет право» быть технологически нестабильной. Так, уже в предписанном химическом составе заложена вероятность получения как однофазной, так и двухфазной основы (рис. 2). Несмотря на то, что в зарубежной справочной литературе для бронз с 8-10 % содержания алюминия используется термин duplex [8], в других справочниках сплавы, содержащие менее 9 % Al либо 8,5 % Al и 3 % Fe, отнесены к однофазным [9]. По крайней мере, согласно рис. 2, переход сплава в однофазное состояние при минимальном и максимальном содержании алюминия может отличаться до 250 °С. Для стабилизации технологических характеристик потребители вынуждены проводить термическую обработку. Однако в настоящее время затруднительно найти справочные данные о режимах термической обработки, направленной на стабилизацию трибологических свойств. Несмотря на то, что данная марка не является термически упрочняемой [1, 3-5, 9, 12], согласно работам [1, 3], для повышения механических свойств предлагается закаливать БрАЖ 9-4 с температуры 950 °С в воду с последующим отпуском при температуре 250-300 °С в течение 2-3 ч. Предполагается, что при таком нагреве сплав любого состава гарантированно перейдет в однофазное b-состояние, которое будет зафиксировано охлаждением в воде. Однако высокие энергозатраты и значительные коробления являются значимыми сдерживающими факторами такой обработки. Существуют2 более «мягкие» режимы, предлагаемые предприятиями для повышения механических свойств: 800 ± 20 °С, охлаждение в воду, отпуск 380-420 °С. При этом собственно закалка производится из двухфазной (a + b)-области и, как следует из рис. 2, количество a-фазы при таком режиме определяется содержанием меди и от партии Таблица 1 Химический состав БрАЖ 9-4 по ГОСТ 18175 Массовая доля элементов, мас. % Марка Сu Аl Fe Ni Mn Pb Sn Si Ост. 8,0-10,0 2,0-4,0 ≤0,5 ≤0,5 ≤0,01 ≤0,1 ≤0,1 БрАЖ 9-4 а б Рис. 1. Внешний вид типовой направляющей колодки и характерных повреждений: а - направляющая колодка; б - продольные эксплуатационные риски Рис. 2. Фрагмент диаграммы состояния системы Cu-Al [7] к партии будет нестабильно. В литературных источниках можно встретить многоступенчатые режимы, обеспечивающие благоприятное сочетание прочности и пластичности, которое значительно повышает износостойкость [10]. К недостаткам таких режимов можно отнести слабую пригодность для массового и крупносерийного производства. Тем не менее на сегодняшний день вопрос о режимах термообработки БрАЖ 9-4 с целью повышения износостойкости можно считать открытым [11]. Исходя из этого целью настоящей работы явилось моделирование микроструктуры, обеспечивающей стабильную стойкость технологической оснастки за счет повышения износостойкости. Материалы и методы исследования На первом этапе проводили сравнение деталей с максимальной и минимальной износостойкостью, оценивая микроструктуру, фазовый состав и твердость методом Роквелла шариком (HRB) при нагрузке 100 кг по ГОСТ 9013. Исследования микроструктуры проводились на оптическом микроскопе OLIMPUS-GX51 с программным обеспечением SIAMS-800, причем для автоматического обсчета соотношения a-фазы и эвтектоида (продуктов распада b-фазы) использовали инструмент соотношение феррита и перлита. Контрастирование фаз проводили травлением в растворе, состоящем из 16,7 г FeCl3·6H2O, 25 мл соляной кислоты и 100 мл дистиллированной воды. В этом случае гарантируется получение изображения, пригодного для адекватного автоматического обсчета (рис. 3). Фазовый анализ проводили на рентгеновском дифрактометре URD-63. Данный прибор обладает низкой чувствительностью высокодисперсных включений и применяется для определения основных фаз образцов. Рис. 3. Образец анализируемой микроструктуры с выделением зон для автоматического обсчета в SIAMS-800 Следующим этапом проводили оценку изменения микроструктуры в зависимости от температуры нагрева под закалку. Закалку в воду проводили на образцах, нагретых в диапазоне значений температуры 700-950 °С с шагом 50 °С. Методом металлографического анализа определяли количество b-фазы. Эксперимент проводился на двух партиях бронзы, химический состав анализируемых образцов следующий: № 1 - 88,20 % Сu, 8,14 % Al, 2,94 % Fe, остаток - примеси; № 2 - 88,00 % Сu, 8,40 % Al, 3,06 % Fe, остаток - примеси. Полученные значения сравнивались со значениями твердости и структуры образца, имевшего максимальную износостойкость. Дополнительно анализировалось влияние отжига при температуре 550 °С на твердость и микроструктуру сплава с минимальной износостойкостью. Твердость измеряли методом Виккерса при нагрузке 30 кг по ГОСТ Р ИСО 6507-1. Для анализа фазовых превращений, происходящих при закалке и отпуске сплава, проводили исследование фазового состава на рентгеновском дифрактометре Shimadzu XRD-7000. Для чего были отобраны образцы, закаленные в воду при температуре 750 °С, затем подвергнутые отпуску при температуре 300 °С в течение 3 ч. Третий образец подвергался выдержке при температуре 550 °С в течение 4 ч. В то же время оценивалось влияние среднетемпературного отпуска (в области существования g2-фазы) на микроструктуру и фазовый состав. Образцы были закалены в воду от температуры 850 °С, для проведения отпуска выбрана температура 400 °С3 при выдержке 45 мин [13] и 550 °С как приближенная к верхней границе интервала (a + g2) при выдержке 45 и 120 мин. В рамках работы трибологические испытания не проводились, так как образцы проходили натурные испытания непосредственно на производственном участке. Результаты исследований При исследовании направляющих колодок с минимальной (№ 3) и максимальной (№ 4) стойкостью установлено: обе детали однородного желтого цвета с наличием изломов проушины (принудительное разрушение ударным изгибом). Излом детали № 1 вязкий, характерен для ударного изгиба материала со значительным запасом пластических свойств, сопровождается макропластической деформацией. Излом детали № 2 однократный, хрупкий, макропластической деформацией не сопровождается (рис. 4). Химический состав деталей приведен в табл. 2, микроструктура - на рис. 5. а б Рис. 4. Морфология изломов образцов: а - образец № 1; б - образец № 2 Твердость образца № 1 - 76,0 ± 0,5 HRВ, образца № 2 - 65,0 ± 0,5 HRВ. Таблица 2 Химический состав материала деталей с максимальной и минимальной стойкостью Номер образца Cu Al Fe Примеси Марка 3 88,20 8,14 2,94 Ост. БрАЖ 9-4 4 87,10 8,97 3,24 Ост. БрАЖ 9-4 ГОСТ 18175 Ост. 8,0-10,0 2,0-4,0 Ост. БрАЖ 9-4 Микроструктура первого образца состоит из α-твердого раствора с дисперсными включениями, согласно работе [3] представляющими собой Fe3Al, в соответствии с работой [12] - gFe-фазу. В микро- а б Рис. 5. Сравнение микроструктуры образцов, ´500: а - образец № 1 (пониженная износостойкость); б - образец № 2 (повышенная износостойкость) Рис. 6. Микроструктура образца № 2 с участками, характерными для эвтектоидного и бейнитного типа, ´1000 Рис. 7. Зависимость количества b-фазы и твердости бронзовых образцов, изготовленных из детали № 1, от температуры закалки: горизонтальные пунктирные линии - твердость и структура образца, имевшего максимальную стойкость структуре второго образца обнаружено присутствие зерен эвтектоидного типа (a + g2), а также аналогичные округлые включения в меньшем количестве. Причем количество высокодисперсных включений уменьшается к границе зерен. Игольчатое и перистое строение эвтектоида указывает, что данная структурная составляющая была зафиксирована в результате ускоренного охлаждения. Однако у многих цветных сплавов превращение мартенситного (g'2) и бейнитного типа происходит даже при охлаждении на воздухе [13]. Таким образом, микроструктура первого образца состоит из a-твердого раствора с дисперсными включениями. Зерна полиэдрические, двойники, характерные для отожженных сплавов на основе меди, не выявлены. Структурными составляющими износостойкого образца являются a-фаза и зерна эвтектоидного и мартенситно-бейнитного типа (см. рис. 5, а, рис. 6) с дисперсными включениями. У износостойкого образца определили совместную долю структурной составляющей эвтектоидного и бейнитного типа - 6,7 % (см. рис. 3). Рентгеноструктурный анализ показал, что основой образца № 1 является a-фаза, основой образца № 2 - a- и g2-фазы в соотношении 90:10. Изменение твердости и микроструктуры в зависимости от температуры нагрева под закалку представлено на рис. 7. Коэффициент корреляции между количеством b-фазы и твердостью составил 0,98. Установлено (рис. 8), что с увеличением температуры нагрева количество мелкодисперсной фазы уменьшается вплоть до полного исчезновения при температуре в интервале 850-900 °С. Согласно диаграммам состояния, растворимость железа в a-фазе увеличивается от нуля до 1,3 % при 850 °С [14]. Однако большая доля железа растворяется в β-фазе и растворимость алюминия в ней выше, чем в a-фазе. а б Рис. 8. Изменение микроструктуры БрАЖ 9-4 в зависимости от температуры нагрева: а - нагрев до 700 °С; б - нагрев до 900 °С, ´200. Исходная структура - см. рис. 5, а Нагрев до 950 °С при охлаждении приводит к интенсивному распаду по всему объему b-фазы с выделением стабильной a-фазы (рис. 9) в виде стержней. Скорость распада зависит от химического состава сплава (рис. 10). Таким образом, обеспечить стабильные свойства при таком нагреве проблематично. Эффективность нагрева свыше 900 °С зависит от химического состава. Влияние времени выдержки при температуре 550 °С на твердость сплава приведено на рис. 11. Максимум упрочнения соответствует 6-7 ч выдержки. При этом происходит укрупнение мелкодисперсных частиц с образованием ромбических включений, появление характерных для ГЦК-сплавов двойников и уширение границ зерен. Результаты рентгеноструктурного анализа закаленного, закаленно-отпущенного и состаренного образцов приведены на рис. 12. В результате сравнительного рентгеноструктурного анализа подтверждена тождественность основных фаз промышленного образца с «максимальной» износостойкостью и отпущенного при температуре 550 °С в течение 2 ч (рис. 13, табл. 3). При этом количество g2-фазы снижено в 2 раза. Таким образом, в результате низкотемпературного отпуска не образуется g2-фаза и с целью стабилизации трибологических свойств после закалки целесообразно проводить отпуск в интервале образования g2-фазы, а именно 363-565 °С. При этом, согласно работе [13], критическая температура минимальной устойчивости медно-алюминиевых сплавов лежит в интервале ~475-535 °С. Время выдержки, необходимое для полного превращения b®(a + g2), около от 15 мин до 3 ч [13]. Рис. 9. Микроструктура сплава после охлаждения с температуры 950 °С: появление двойников в a-фазе, выделение стержней стабильной a-фазы в процессе распада b-фазы, ´200 Рис. 10. Изменение количества b-фазы в зависимости от температуры нагрева и химического состава Рис. 11. Влияние времени выдержки сплава при температуре 550 °С на твердость Рис. 12. Дифрактограмма образцов: № 3 - образец после закалки сплава в воду с температуры 750 °С; № 4 - то же с отпуском 300 °С в течение 3 ч; № 5 - выдержка сплава в исходном состоянии, приведенном на рис. 5, а, в течение 4 ч а б в Рис. 13. Микроструктура сплава в зависимости от температуры и времени отпуска в интервале (a + g2): а - 400 °С, 2 ч; б - 550 °С, 45 мин; в - 550° С, 2 ч Таблица 3 Результаты сравнительного рентгеноструктурного анализа Номер образца α Cu (111) γ2 Cu9Al4 (330) β Cu3Al (1210) α Cu (200) 2q % 2q % 2q % 2q % Исходный износостойкий 50,00 90 51,67 10 - - 58,37 - 850 °С, закалка + 400 °С, 2 ч 50,01 85 51,97 8 52,51 7 58,43 - 850 °С, закалка + 550 °С, 2 ч 50,01 95 51,69 5 - - 58,39 - Для производственных испытаний были подготовлены детали, обработанные по следующим режимам: 1) 750 °С, закалка в воду, отпуск 250 °С в течение 2 ч; 2) 800 °С, охлаждение в воде, отпуск 300 °С в течение 3 ч; 3) 850 °С, закалка в воду, отпуск при 550 °С в течение 45 мин; 4) отжиг при 550 °С в течение 6 ч; 5) 850 °С, закалка в воду, отпуск при 530 °С в течение 3 ч. Ввиду длительности срока службы испытания не закончены. Однако подтверждено, что детали, закаленные с температуры 850 °С и отпущенные в среднетемпературном интервале, превысили нормативную стойкость. Обсуждение результатов Если говорить о повышении трибологических свойств деталей, то такая многофакторная задача не может решаться только за счет изменения механических свойств материала. Строго говоря, согласно работе [15], металлографические критерии и методы оценки совместимости трибоматериалов относятся к косвенным. Однако при эксплуатации и ремонте уже существующего оборудования представляется вполне допустимой попытка повысить надежность узла за счет управления структурой и свойствами одного из компонентов системы. В работе [4] рассмотрены основные вопросы износостойкости алюминиевых бронз. В общем случае можно выделить три основных вида катастрофического изнашивания: адгезионное (схватывание), абразивное и контактную усталость (отслоение) [15]. При этом показано [4], что алюминиевые бронзы с 8 % Al в условиях сухого трения менее склонны к схватыванию, чем другие медные сплавы в паре с твердыми сталями (в качестве контробразца использовалась инструментальная сталь, содержащая 1,5 % С, 12 % Cr, 1 % Mo, менее 1 % Сo и менее 1,1 % V). Отсюда следует, что в сплаве типа БрАЖ 9-4 увеличение количества a-фазы должно уменьшать эффект схватывания. Однако, как следует из рис. 5, максимальную износостойкость демонстрируют образцы с двухфазной матрицей. Вероятно, в нашем случае вклад схватывания несущественен. Считается, что повышение твердости поверхности пар трения снижает абразивное изнашивание [4, 15-17], с поправкой на структурное состояние сопрягаемых материалов и состояние поверхности [16, 17], однако можно встретить утверждение, что для алюминиевых бронз твердость не оказывает заметного влияния на истирание [4, 19]. Как правило, литературные источники при рассмотрении связи твердости материалов к сопротивлению изнашиванию не учитывают структурное состояние пар трения. Однако в работе H.J. Meigh [4] показано, что склонность материала к отслоению в результате контактной усталости увеличивается при наличии структуры перлитного типа, что оказывает негативное влияние на увеличение адгезионной составляющей изнашивания. Именно такая структура является типичной для большинства двухфазных алюминиевых бронз. При этом наличие мартенситной b'-фазы рассматривается как фактор, способствующий повышению твердости алюминиевых бронз и увеличивающий охрупчивание (и вероятность контактного отслоения). Из вышесказанного можно предположить, что для конкретных условий работы пар трения существует оптимальное соотношение фаз, обеспечивающих максимальную износостойкость. Согласно работе [9], для сплавов, содержащих менее 8,5 % Al и 3 % Fe любой способ упрочнения, кроме холодной деформации, не имеет практического применения, а единственным видом термической обработки является отжиг. При этом двухфазные сплавы, содержащие до 9,6 % Al и имеющие «небольшое» количество b-фазы при повышенных значениях температуры, должны быть отнесены к этой же группе. Таким образом, данные о связи микроструктуры и механических свойств с износостойкостью оказываются весьма противоречивыми. Сравнительный анализ деталей с высокой и низкой стойкостью подтвердил, что нестабильность свойств обусловлена различным структурным состоянием. При разнице в содержании основных элементов в ~1 % сформированы качественно разные механические и трибологические свойства. Заметим, вероятно, не только разница в химическом составе определила качественное различие в структуре и свойствах (тем более, что содержание алюминия в износостойком образце меньше теоретических 9,4 %, необходимых для формирования двухфазного состояния), но и как отмечалось, условия производства полуфабрикатов. Как следует из рис. 7, для фиксации 6-7 % эвтектоида необходимо охлаждение сплава с температуры не менее 750 °С (при увеличении содержания алюминия эта температура будет снижаться). Более того, при сравнении микроструктур образцов, закаленных с различных температур, установлено, что островки стабильной a-фазы в эвтектоиде, аналогичной износостойкому образцу, образуются при распаде b-фазы, нагретой от температуры выше 850 °С. При этом, согласно рис. 10, эффективность увеличения доли b-фазы снижается с увеличением содержания алюминия, что может объясняться снижением времени инкубационного периода для начала распада b-фазы, так как эвтектоид a + g2, согласно диаграмме состояния медь-алюминий, содержит 11,8 % алюминия. Высокодисперсная фаза на основе железа практически не обнаруживается вокруг эвтектоида только при нагреве более 850 °С, что соответствует данным работ [13, 14]. Таким образом, можно считать установленным, что микроструктура образца с повышенной износостойкостью сформирована в результате охлаждения после горячего деформирования с температуры, приближенной к максимальной, рекомендованной для БрАЖ 9-4. Охрупчивание данного образца обусловлено образованием g2-фазы в результате распада b®(b' + b1 + Э) (эвтектоид a + g2), так как g2-фаза имеет ничтожно малую пластичность [12]. Хотя стоит заметить, что для сплавов на основе меди существует феномен «среднетемпературного охрупчивания» [19]. Морфология эвтектоида определяется температурой образования - в интервале 565-550 °С образуется зернистая и частично нерегулярная, при 550 °С и ниже - пластинчатой формы [13]. Поскольку температура горячей деформации переднего и заднего концов раската в реальных условиях может существенно отличаться, этот фактор может быть причиной нестабильности технологических и эксплуатационных характеристик бронзы. На фазовый состав также могут повлиять условия охлаждения или термообработки проката. Пониженная твердость износостойкого образца с более высоким содержанием алюминия относительно неизносостойкого образца обусловлена растворением высокодисперсных железосодержащих частиц и низкой скоростью охлаждения, не позволившей обеспечить высокое содержание мартенситной b'-фазы. Материал основы детали с низкой стойкостью находится в однофазном a-состоянии ввиду низкого содержания алюминия и, вероятно, условий производства. Структура матрицы «износостойкой» детали, содержащей ~9 % алюминия, двухфазная в соответствии с данными работы [3], в бронзе, содержащей 8,5-11,0 % алюминия, при медленном охлаждении происходит распад b-фазы на эвтектоид a + g2 [1, 12]. Другим фактором, обусловливающим количественный разброс фазового состава в области низкого содержания алюминия, как уже отмечалось, является различная температура окончания горячей деформации полуфабрикатов (прутков), так как с понижением температуры растворимость алюминия в a-фазе повышается [14]. При этом рекомендованный диапазон значений температуры горячего деформирования БрАЖ 9-4 лежит в интервале 550-830 °С [9]. В случае низкого содержания алюминия целесообразно увеличивать температуру окончания горячего деформирования, по возможности избегая медленного охлаждения. Пониженная твердость износостойкого образца удовлетворительно объясняется частичным растворением высокодисперсной фазы в процессе нагрева в b-область и последующим выделением a-фазы в процессе непрерывного охлаждения. Согласно результатам рентгеноструктурного анализа, основной структурной составляющей во всех образцах является a-фаза. В закаленном образце на дифрактограмме присутствуют пики, соответствующие фазе Cu3Al, иначе β-фазе, и ее количество здесь максимально. Пики, соответствующие β1-фазе (Fe3Al), присутствуют, но слабые. В отпущенном образце высота пиков, соответствующих фазе Cu3Al, снижается, что соответствует снижению ее количества, а максимумы β1-фазы (Fe3Al) проявляются более четко. Таким образом, рентгеноструктурный анализ подтвердил, что β-фаза при отпуске распадается на a-фазу и Fe3Al (b1-фазу), а медь в процессе распада b-фазы переходит в a-раствор. После выдержки 4 ч при 550 °С в (a + g2)-области наблюдается только две фазы: α и Fe3Al (b1-фаза). Таким образом, в процессе неполной закалки сплава помимо a-фазы фиксируется мартенситная b'-фаза с решеткой Cu3Al, при этом, согласно работе [13], процесс упорядочения b®b1 полностью подавлен быть не может и температура превращения практически не зависит от скорости охлаждения. В процессе отпуска происходит частичный распад b¢-фазы на (a + b1)-фазы. Фаза b1 представляет собой интерметаллид с кристаллической решеткой Fe3Al. Таким образом, структура после отпуска представляет собой a + (a + b1 + b¢). В результате выдержки сплава при 550 °С микроструктура состоит из a-фазы с укрупненными дисперсными включениями b1. В итоге перестаривания сплава, согласно диаграмме состояния Cu-Al, должно пройти превращение b1 ® g2, что подтверждается предварительными результатами производственных испытаний: износостойкость состаренных при 550 °С деталей выше, чем деталей со структурой (a + b1)-фаз. С увеличением температуры нагрева количество мелкодисперсной фазы уменьшается вплоть до полного исчезновения. Это означает, что Fe3Al растворяется как в a-, так и в β-фазах. Согласно диаграммам состояния, растворимость железа в α-фазе увеличивается от нуля до 1,3 % при 850 °С. Однако большая доля железа растворяется в β-фазе, растворимость алюминия в ней выше, чем в a-фазе. В соответствии с термокинетическими диаграммами [13], в результате распада b-фазы даже при охлаждении на воздухе g2-фаза не образуется, что подтверждается данными рентгеноструктурного анализа. Согласно диаграммам изотермического распада [13], рекомендованный4 [1, 3, 12] низкотемпературный отпуск не приведет к образованию g2-фазы. Для этого необходимо обеспечить отпуск в интервале 363-565 °С. Из рис. 13 и табл. 3 следует, что структура промышленного образца с «максимальной» стойкостью моделируется за счет закалки в воду с температуры 850 °С, с последующим отпуском при температуре 550 °С.

About the authors

A. V Svyatkin

Togliatti State University

L. I Popova

Togliatti State University

P. E Shenderei

Institute of Management, Marketing and Law

References

Statistics

Views

Abstract - 103

PDF (Russian) - 92

Refbacks

• There are currently no refbacks.