Сборник трудов конференции Павловские чтения 2010
Подождите немного. Документ загружается.
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
450
14. Рагуля А.В., Скороход В.В. Консолидированные наноструктурные материалы. Киев,
Наукова думка. 2007. С. 374.
15. Калита В.И., Комлев Д.И. Плазменные покрытия с нанокристаллической и аморфной
структурой. М.: «Лидер М». 2008. – 388 с.
16.
А.П. Сафронов, Е.Г. Калинина, Ю.А. Котов, А.М. Мурзакаев, О.Р. Тимошенкова.
Электрофоретическое осаждение нанопорошков на пористой поверхности. Российские
нанотехнологии. 2006. Т.1. №1-2. С.162-169.
17. Помогайло А.Д., Розенберг А.С., Уфлянд И.Е. Наночастицы металлов в полимерах. М.:
Химия. 2000. – 672 с.
18. Крушенко Г.Г., Фильков М.Н. Модифицирование алюминиевых сплавов нанопорошками.
Нанотехника, 2007, № 4 (12), с.58-64.
19. Чернышова Т.А., Болотова Л.К., Калашников И.Е., Кобелева Л.И., Быков П.А. Влияние
тугоплавких наночастиц на модификацию структуры металломатричных композитов. Металлы.
2007, № 3, с. 79-84.
20. Чернышова Т.А., Кобелева Л.И., Болотова Л.К., Калашников И.Е. Трибологические
характеристики алюмоматричных композиционных материалов, упрочненных наноразмерными
наполнителями. Трение и износ. 2005, т.26, № 4, с. 446-450.
21. Лякишев Н.П., Алымов М.И. Наноматериалы конструкционного назначения. Российские
нанотехнологии. 2006. Т.1. № 1-2. С.71-81.
22. М.Г. Спирин, С.Б. Бричкин, В.Ф. Разумов. Использование обратных мицелл для
получения наночастиц золота ультрамалого размера. Российские нанотехнологии. 2006. Т.1. №1-2.
С.121-126.
23. М.Н. Иванов, О.В. Шеляков, А.В. Артемов и др. Получение бактерицидных пленок
полиэтилентерефталата, модифицированных наночастицами серебра. Российские нанотехнологии.
2008. Т.3. №11-12. С.171-176.
24. Фальковский В.А., Клячко Л.И. Твердые сплавы. – М.: Издательский дом "Руда и
металлы", 2005. – 415 с.
25. Nanomaterial roadmap 2015. Overview on promising nanomaterials for industrial applications.
http://www.nanoroad.net/.
26. The global technology revolution 2020 in-depth analyses at www.rand.org.
27. Леонтьева О.Н., Трегубова И.В., Алымов М.И. Синтез ультрадисперсных порошков
железа методов гетерофазного взаимодействия. ФХОМ, 1993, №5, с.156-159.
28. Алымов М.И., Леонтьева О.Н. Нанокристаллические материалы на основе никеля.
ФХОМ, 1996, № 4, с.108-111.
29. Леонтьева О.Н., Алымов М.И., Теплов О.А. Гетерофазный синтез железомедных
порошков. ФХОМ, 1996, № 5, с.105-109.
30. Microstructural investigation of polycrystalline iron whiskers. D.S. Lashmore, W.A. Jesser,
D.M. Schladitz e.t. // Appl. J. Phys. 1977. V.48.
№ 2. P.478-480.
31. Келли А. Высокопрочные материалы/Пер, с англ. М.: Мир, 1976. - 262 с.
32. Morgan P.E.D. Superplasticity in Ceramics// Ultrafine-Grained Ceramics / Ed. by J.J. Burke,
L.R. Norman, and V. Weiss. – Syracuse: Syracuse University Press, 1968. pp. 251–271.
33.
Е.Н. Яковлев, Г.М. Грязнов, В.И. Сербин, В.Н. Лаповок, Л.И. Трусов В.Я. Ганелин и др.
Получение поликристаллов никеля с повышенной твердостью путем прессования
ультрадисперсных порошков. Поверхность. Физика, химия, механика. 1983. №4, с. 138-141.
34.
Трусов Л.И., Власов П.В., Науменко И.Г., Сидоров В.А., Новиков В.И., Хвостанцев Л.Г.,
Гвоздецкий О.М. Влияние размера частиц УДП железа на плотность прессовок, полученных
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
451
квазигидростатическим прессованием при высоких давлениях. Рост и структура тонких пленок и
нитевидных кристаллов. Межвуз. сб. научн. тр., г. Воронеж, 1989, с. 55-60.
35. Алымов М.И., Зеленский В.А., Мальтина Е.И. Прессование ультрадисперсных порошков
железа. Физика и химия обработки материалов, 1993. № 3. С.154-156.
36. Bohn R., Haubold T., Birringer R., Gleiter H., Nanocrystalline intermetallic compounds -
approach to ductility? Scr. Met., 1991, v. 25,
№ 4, p.811-816.
37. Иванов В.В., Паранин С.Н., Вихрев А.Н., Ноздрин А.А. Эффективность динамического
метода уплотнения наноразмерных порошков. Материаловедение, 1997. № 5. C. 49-55.
38. Котов Ю.А., Иванов В.В. Порошковые нанотехнологии для создания функциональных
материалов и устройств электрохимической энергетики. Вестник РАН. 2008. т. 78. № 9. с.777-791.
39.
Хасанов О.Л., Соколов В.М., Двилис Э.С., Похолков Ю.П. Ультразвуковая технология
изготовления конструкционной и функциональной нанокерамики. Перспективные материалы,
2002, №1, с. 76 - 83.
40. В. В. Осипов, О.Л. Хасанов, В.А. Шитов и др. Оптическая Nd
3+
Y
2
O
3
керамика из
нанопорошков, спрессованных статическим давлением с ультразвуковым воздействием.
Российские нанотехнологии, 2008. Т.3. № 7-8. С.98-104.
41. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы:
получение, структура и свойства. М.: Академкнига. 2007. – 398 с.
42. Люшинский А.В. Диффузионная сварка разнородных материалов. М.: Издательский
центр «Академия». 2006. – 208 с.
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
452
УДК 669.35´71.004.14
ВЛИЯНИЕ КОВКИ ПРИ ТЕМПЕРАТУРЕ ДОЭВТЕКТОИДНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ НА
СТРУКТУРУ И КОМПЛЕКС СВОЙСТВ БЕРИЛЛИЕВОЙ БРОНЗЫ
Ашихмин Г.В., Николаев А.К., Ревина Н.И.
РФ, ОАО «Институт Цветметобработка», post@cmet.ru
Уникальное сочетание технологичности, высоких физических и механических свойств,
усталостной прочности и коррозионной стойкости позволяют эффективно использовать
бериллиевую бронзу в самых различных областях техники.
Наиболее широко бериллиевая бронза применяется в деталях пружинного назначения,
изготавливаемых из сравнительно тонких полуфабрикатов (лента, проволока) с использованием
для достижения максимальных служебных свойств холодной деформации между закалкой и
старением. В этом случае параметры технологии производства полуфабрикатов и режимы
термической обработки, особенности структуры и свойств достаточно хорошо проработаны [1–3].
Однако бериллиевая бронза часто используется и как конструкционный материал. В этом
случае она, как правило, подвергается горячей деформации, закалке и старению (без холодной
деформации между основными операциями термической обработки). При этом от бериллиевой
бронзы в данном случае требуются не только высокие прочностные свойства и коррозионная
стойкость, которые, как известно, у этого материала уникальны, но и высокая пластичность.
Например, была поставлена конкретная задача получения кольцевых крупногабаритных
заготовок с внешним диаметром до 500 мм, толщиной стенки до 50 мм и высотой до 100 мм со
стабильно получаемым сочетанием механических свойств: временное сопротивление (σ
в
) – не
менее 1050 МПа, относительное удлинение (δ) – не менее 5% , относительное сужение (ψ) – не
менее 12%, ударная вязкость (KCV) на образцах с острым надрезом – не менее 147 кДж/м
2
.
Кольцевые заготовки получали свободной ковкой предварительно нагретых до 700°С
прессованных прутков диаметром 100 мм с дополнительным подогревом при необходимости.
Полученные таким образом заготовки закаливали от температуры 780 ± 10° в воде (выдержка при
этой температуре 3–3,5 ч) и старили при температуре 360 ± 10°С в течение 5–5,5 ч.
Время нагрева заготовок перед ковкой, температура начала и конца ковки, количество и
режимы подогревов, температурно-временные параметры закалки и старения, скорость
охлаждения заготовок, определяемая как их габаритами, так и интенсивностью охлаждения, не
могла не сказаться на стабильности и разбросе механических свойств от партии к партии. Так,
например, временное сопротивление заготовок колебалось от 850 до 1200 МПа, относительное
удлинение – от 2 до 14%, относительное сужение – от 10 до 40%, ударная вязкость – от 69 до 392
кДж/м
2
. Нередко допускались повторные и многократные термообработки. Весьма ощутимым был
и брак по механическим свойствам.
Механические свойства на разрыв проводили при комнатной температуре в соответствии с
ГОСТ 1497-84, на ударную вязкость (с острым надрезом на образцах) – по ГОСТ
9454-78.
Для исследований на оптическом микроскопе микроструктуру бериллиевой бронзы в
закаленном состоянии выявляли травлением в 3%-ном растворе FeCl
3
в 10% HCl. Для выявления
темных зон прерывистого распада по границам зерен проводили двойное травление: погружали
шлиф на 3 мин в водный раствор, содержащий 10 г CuSO
4
+ 10% NH
4
OH (при этом полированная
поверхность шлифа темнеет), затем его осветляли 3%-ным водным раствором FeCl
3
в 10% HCl в
течение 30 с.
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
453
Процентное содержание (среднее из 10 полей на шлифе) зон прерывистого распада
определяли на установке «Квантимет» при увеличении 400.
По литературным данным [4], нагрев под ковку заготовок из медно-бериллиевых сплавов
рекомендуется проводить при температуре 780–800°С с выдержкой 4–5 ч. Отмечается, что
вследствие высокой теплопроводности медно-бериллиевые сплавы в процессе ковки быстро
охлаждаются и поэтому период времени горячей деформации следует ограничивать из-за
возможного появления трещин.
Как показали эксперименты, заготовка, нагретая перед ковкой до температуры 780°С, в
процессе ковки остывает примерно до 500°С и далее охлаждается на воздухе. При таком
охлаждении, в соответствии с термокинетической диаграммой (рис. 1), в исследованном сплаве
происходят структурные превращения, обусловливающие, в частности, появление зон
прерывистого распада по границам зерен. Прерывистый распад в бериллиевой бронзе
представляет собой одновременное выделение γ′-фазы и рекристаллизацию α-фазы
(обнаруживается на микрошлифах в виде темной оторочки по границам зерен (рис. 2).
В работе [5] показано, что прочность и твердость бериллиевой бронзы уменьшается
прямопропорционально объемной доле прерывистого распада твердого раствора. Относительно
температур, при которых наблюдается прерывистый распад, сведения противоречивы [6]. В работе
[1] указан интервал температур преимущественного развития ячеек прерывистого распада 380–
300°С. Из работ [7–9] следует, что такой распад может происходить в широком диапазоне
температур, верхняя граница которого приближается к температуре эвтектоидного превращения
(608°
С).
Рис. 1. Диаграмма изотермического распада твердого раствора бериллиевой бронзы:
1 – гомогенный распад; 2 – гетерогенный распад [10].
На рис. 1 для бронзы, содержащей 2,14% Ве, приведена диаграмма изотермического
превращения, где отдельно зафиксировано начало прерывистого (кривая 2) и гомогенного (кривые
1)
распада [10]. Исследования проводили после закалки от температуры 800°С в воде,
охлажденной до +2°С, и старения в соляных ваннах при 500–200°С. Наблюдаются
высокотемпературная и низкотемпературная ветви С-кривой гомогенного распада с образованием
γ′-фазы. При температуре старения ниже 330°С раньше начинается гомогенный распад. При более
высоких температурах распад вначале происходит гетерогенно с образованием ячеек
прерывистого распада, а затем гомогенно. Таким образом, устойчивость переохлажденного
твердого раствора в медно-бериллиевых сплавах при температурах выше 450°С определяется
кинетикой гетерогенного распада.
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
454
Эти данные позволяют заключить, что распада твердого раствора (как прерывистого, так и
непрерывного) невозможно избежать в условиях горячей деформации после нагрева до 780–800°С,
так как часто температура заготовки в процессе деформации понижается (< 600°С).
В то же время эвтектоидное превращение может быть исключено в том случае, если
температура нагрева под ковку не превышает температуру эвтектоидного превращения (608°С).
Возможность такого низкотемпературного нагрева для успешного проведения операции ковки
подтвердили опыты, описанные ниже.
А
Б
В
Рис. 2. Микроструктура сплава БрБ2, состаренного при 360°С в течение 5 ч после
закалки в воде от температур, °С: а – 760; б – 800; в – 840. Х400.
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
455
В экспериментах варьировали режимы ковки, нагревая исходную заготовку до 500–650°С и
820–825°С с выдержкой 1 ч, температуру закалки в пределах 780–810°С (1 ч) и температуру
старения 360–400°С с выдержкой от 2 до 8 ч.
Установлено, что применение температурного интервала ковки в пределах 825–600°С
(
режим 1, таблица) приводит к получению после дальнейшей закалки и старения высокой
прочности при одновременно низких пластичности и ударной вязкости.
Таблица
№
режима
Температура
нагрева, °С
Старение Механические свойства
под
ковку
под
закалку
температ
ура
, ºС
время,
ч
σ
в
,
МПа
∆,
%
ψ,
%
KCV
кДж/м
2
1
1
1
1
1
1
825
820
550
550
550
650
780
803
805
810
800
800
360
360
380
400
400
400
5,5
5,5
8
2
2
2
1130
1230
1110
1110
1050
1080
3
2
6
8
7
6
13
7
14
17
19
12
38
59
177
206
196
186
Сопоставление процентного содержания зон прерывистого распада в структуре образцов,
закаленных от различных температур в интервале 780–860°С, позволило установить зависимость
доли прерывистого распада по границам зерен от температуры закалки (рис. 3). С повышением
температуры закалки доля зон прерывистого распада по границам зерен при последующем
старении существенно уменьшается. Однако при повышении температуры закалки наблюдается
заметный рост зерна (см. рис. 2). Кроме того, при повышении температуры закалки увеличивается
концентрация бериллия в твердом растворе и, следовательно, происходит повышение
прочностных свойств и снижение пластичности при последующем старении в результате распада
твердого раствора по непрерывному механизму.
Наилучшее сочетание свойств – прочности, пластичности и ударной вязкости получено
после низкотемпературного нагрева под ковку до температуры 650°С, закалки от температуры
800–810°
С и старения в интервале 380–400°С.
Операция ковки с диаметра исходного прессованного прутка 100 мм на кольцевую заготовку
большинства размеров после нагрева на температуру до 650°С не вызвала никаких затруднений. В
то же время при таком низкотемпературном нагреве не было условий для эвтектоидного распада в
процессе охлаждения заготовки при ковке. Поэтому доля зон прерывистого распада (4–5%),
которая наблюдается после закалки и старения такой поковки, обусловлена только температурой
закалки и является оптимальной для получения хорошего сочетания прочности и пластических
свойств сплава БрБ2 (см. таблицу).
Электронно-микроскопические исследования структуры поковок бериллиевой бронзы,
сформированной в результате механической обработки заготовок и термообработки их по новому
режиму, позволили вскрыть механизм ее положительного и стабилизирующего влияния на
механические свойства. Известно, [11], что эффективными барьерами продвижению фронта
прерывистого распада от границ вглубь зерна являются частицы γ и γ′-фаз, имеющие размеры
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
456
более 100–120 нм. На рис. 4 показано, что подобных размеров эти фазы достигают при повышении
температуры старения до 400°С (эффект перестаривания), хотя оптимальная температура для
этого материала и состояния обработки 340–360°С.
Рис. 3. Доля прерывистого распада в общем поле шлифа в зависимости
от температуры закалки (после старения 5 ч при 360°С).
а
б
Рис. 4. Микроструктура сплава БрБ2 после ковки при 650–500°С, закалки от 800°С и старения 2 ч
при 400°С: а и б — зоны гомогенного и прерывистого распада соответственно. На границе раздела
зон наблюдаются частицы γ΄-фазы. Х33000.
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
457
Рекомендованные режимы получения и термообработки поковок из сплава БрБ2 были
опробованы в производственных условиях. Таким образом, для крупногабаритных
полуфабрикатов из бериллиевой бронзы БрБ2 рекомендуются следующие температурно-
временные параметры обработки:
–
нагрев под ковку 550–650°С, выдержка 1,5 ч, охлаждение на воздухе;
– закалка в воде после выдержки 1,5 часа при температуре 800 ± 10°С;
– старение при температуре 400 ± 10°С в течение 2 ч.
Рекомендованные режимы обработки позволяют стабильно получать хорошее сочетание
прочностных свойств и пластичности и уменьшить разброс свойств.
Список литературы
1. Пастухова Ж.П., Рахштадт А.Г. Пружинные сплавы цветных металлов. – М.: Металлургия,
1983. – 364 с.
2.
Дураев П.П., Каплун Ю.А., Пастухова Ж.П. и др. Комбинированное старение бериллиевой
бронзы // МиТОМ. 1985. № 8. С. 63–64.
3. Масюков В.П., Пастухова Ж.П. Исследование начальных стадий старения в бериллиевых
бронзах // МиТОМ. 1985. № 4. С. 42–75.
4. Берман С.И. Медно-бериллиевые сплавы, их свойства, применение и обработка. – М.:
Металлургия, 1966. – 343 с.
5. Entwisle A.R., Wynn J.R. Precipitation in Commercial Copper-Berillium Alloys. // J. Inst. Met.
1960–61. V.89. P. 24–29.
6. Розенберг В.М., Дзуцев В.Т. Диаграммы изотермического распада в сплавах на основе
меди: Справочник. – М.: Металлургия, 1989. – 326 с.
7. Tsubakino H., Nozato R. On the Cell Grouth of Discontinuous Precipitate in Cu-Be Alloys. // J.
Jap. Inst. Metals. 1979. V. 43. N 4.
Р. 42–48.
8. Borchers H., Schulz H. Erscheinungen diskontinuierlicher Ausscheidung in eine verformten
Kepferlegirungen mit 1,5 Gew.% Be. // Zeitschrift Metallkunde. 1975. Bd.36. S. 528–533.
9. Чернякова Л.Е., Пацека Р.Ф., Воронцов Н.М. и др. Фазовые и структурные превращения в
бериллиевой бронзе при механико-термической обработке. // ФММ. 1979. Т. 48. В.3. С. 575–579.
10. Hagiwara H., Tsubakino H., Nozato R. Discontinuous Precipitation in Cu-2,1 wt. % Be Alloy. //
J. Jap. Inst. Metals. 1977.V.41. N 12. P. 1310–1316.
11. Krege N., Nocker N., Terlinder G. Schrumpfung und Verzug beim Aushärten von Kupfer-
Berillium-Legierungen.// Metall. 1975. Jg. 29.N 11. S. 1118–1121.
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
458
ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА ПРОЦЕССА ПРОИЗВОДСТВА
ПОЛУСФЕРИЧЕСКИХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ ТИТАНОВОГО СПЛАВА.
Галкин Е.В.
«
МАТИ» - Российский государственный технологический университет
имени К.Э. Циолковского
На протяжении многих лет наблюдается рост современных отраслей промышленности. В связи с
этим постоянно растет номенклатура изделий, одним из важных элементов которой являются
детали полусферической формы из труднодеформируемых металлов. Зачастую эти изделия
работают в тяжелых условиях, и поэтому к ним предъявляется ряд специфических требований.
Наибольший интерес представляют полусферические детали из титановых сплавов, имеющих
высокую жесткость и прочность при минимальной массе. Способом производства этих деталей
является способ глубокой вытяжки пластичным пуансоном по жесткой матрице.
Схема процесса на рисунке 1.
Рис.1 Схема вытяжки полусферической детали пластичным пуансоном по жесткой матрице
1-
заготовка, 2 – крышка контейнера, 3- контейнер, 4 – свинцовый пуансон,
5 – матрица.
Использование пластичного пуансона предопределяет проведение штамповки без нагрева. В
данном процессе протекает совместная пластическая деформация металлической заготовки и
пуансона из пластичного металла. В виду такой особенности, пластическая деформация пуансона
на граничной с ним стороне заготовки создаются условия активного трения, что благоприятно
сказывается на формоизменении заготовки и возможности управления ее естественным
утонением. Применение пластичного пуансона обеспечивает при вытяжке наличие постоянного
подпора на поверхности заготовки, за счет чего создаются более благоприятные условия
деформации по сравнению со штамповкой стальным пуансоном.
Это является актуальным способом получения полусферической детали из титанового сплава.
Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство
459
МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССА РКУ ПРЕССОВАНИЯ ЗАГОТОВОК ИЗ
АЛЮМИНИЕВЫХ ПОРОШКОВ В КАПСУЛАХ.
Золотов А.М., Ганин С.В., Паршиков Р.А., Смирнов Е.С.
Санкт-Петербургский государственный политехнический университет (prf_zam@mail.ru)
Получение компактных конструкционных и функциональных материалов с
ультрамелкозернистой структурой из порошков с использованием традиционных методов
порошковой металлургии связано со значительными технологическими трудностями [1]. Одним из
перспективных направлений создание таких материалов является применение методов
интенсивной пластической деформации (ИПД), в частности осадки с кручением («наковальня
Бриджмена») и равноканального углового прессования (РКУП)
[2, 3]
Особенно перспективно применение этих методов для компактирования наноструктурных
порошков и композиций на основе микро и нанопоршков. Вместе с тем одной из особенностей
процессов компактирования нанопорошковых материалов является их повышенная
чувствительность к температуре обработки, которая выражается в консолидация частиц при
относительно низких температурах (железо – 400
о
С).
Особенностью процессов РКУ прессования является совмещение процессов воздействия на
заготовку повышенного гидростатического давления во входном канале и больших сдвиговых
деформаций в переходной зоне канала. Это позволяет при использовании этого процесса для
компактирования порошковых заготовок за счет увеличения площади контакта частиц, разрушить
оксидные пленки, чтоприврдит к образованию новых ювенильных поверхностей, которые
способствуют схватыванию порошков, при значительных сдвиговых деформациях [3]. Эти
особенности процесса позволяют понизить температуру прессования.
Для оценки возможностей применения РКУ прессования для компактирования порошковых
материалов был проведен предварительный анализ процесса с использованием математического
моделирования.
Математическое моделирование процесса РКУ прессования проводилось с использованием
метода конечных элементов. Были приняты следующие модельные представления: модель
материала – упругопластическое тело, модель деформирования – плоская деформация [4].
Условия трения в местах контакта деформируемого материала с инструментом описывались путем
Рис.1 Геометрия матрицы для
РКУ-прессования