RU2416672C1 - Procedure for treatment of semi-finished product out of low alloyed disperse-hardening copper alloy with contents of nickel to 1,6 %, berrilium 0,2-0,8 % and titanium to 0,15 % - Google Patents
Procedure for treatment of semi-finished product out of low alloyed disperse-hardening copper alloy with contents of nickel to 1,6 %, berrilium 0,2-0,8 % and titanium to 0,15 % Download PDFInfo
- Publication number
- RU2416672C1 RU2416672C1 RU2009136290/02A RU2009136290A RU2416672C1 RU 2416672 C1 RU2416672 C1 RU 2416672C1 RU 2009136290/02 A RU2009136290/02 A RU 2009136290/02A RU 2009136290 A RU2009136290 A RU 2009136290A RU 2416672 C1 RU2416672 C1 RU 2416672C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- semi
- deformation
- finished product
- hardening
- Prior art date
Links
Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургии, а именно к обработке материалов из дисперсионно-твердеющих сплавов на основе меди, и предназначено для использования в технологии получения полуфабрикатов, обладающих высокой электропроводностью.The invention relates to metallurgy, and in particular to the processing of materials from precipitation hardening copper-based alloys, and is intended for use in the technology for producing semi-finished products with high electrical conductivity.
Легированные медные сплавы, обладающие высокой электропроводностью при достижении необходимых механических свойств, широко используются в электротехнической промышленности для изготовления контактов, а также для изготовления электродов контактной сварки (электродные сплавы). Значительный прогресс в этой области был достигнут при применении полуфабрикатов из дисперсионно-твердеющих сплавов на основе меди, свойства которых обеспечиваются совокупностью механической и термической обработок.Alloyed copper alloys with high electrical conductivity while achieving the necessary mechanical properties are widely used in the electrical industry for the manufacture of contacts, as well as for the manufacture of resistance welding electrodes (electrode alloys). Significant progress in this area has been achieved with the use of semi-finished products of precipitation hardening alloys based on copper, the properties of which are ensured by a combination of mechanical and thermal treatments.
В качестве легирующих компонентов электродных сплавов обычно применяют хром и цирконий, хром и кадмий, хром и алюминий, хром и марганец, с различными добавками малых количеств элементов к этим системам. Необходимые механические и электрические свойства в этих сплавах достигаются термомеханической обработкой: закалкой, холодной деформацией и отпуском. В результате отпуска (старения) в сплаве выделяется мелкодисперсная фаза, упрочняющая сплав. [1, 2]As alloying components of electrode alloys, chromium and zirconium, chromium and cadmium, chromium and aluminum, chromium and manganese are usually used, with various additives of small amounts of elements to these systems. The necessary mechanical and electrical properties in these alloys are achieved by thermomechanical processing: quenching, cold deformation and tempering. As a result of tempering (aging), a finely dispersed phase is precipitated in the alloy, which strengthens the alloy. [12]
Другим существенным фактором, влияющим на эксплуатационные свойства дисперсионно-упрочненных медных сплавов, является их жаростойкость, в частности устойчивость к высокотемпературной ползучести.Another significant factor affecting the performance properties of dispersion hardened copper alloys is their heat resistance, in particular resistance to high temperature creep.
При высоких температурах (свыше 0,5-0,6 Тпл.) только небольшое число добавок повышает жаропрочность растворителя (меди). К ним относятся следующие типы добавок:At high temperatures (above 0.5-0.6 Tm.), Only a small number of additives increases the heat resistance of the solvent (copper). These include the following types of additives:
- имеющие высокую температуру плавления, незначительно повышающие температуру плавления растворителя;- having a high melting point, slightly increasing the melting point of the solvent;
- делающие твердый раствор более диффузионно-устойчивым, т.е. повышают температуру рекристаллизации и модуль упругости сплава;- making the solid solution more diffusion-stable, i.e. increase the temperature of recrystallization and the elastic modulus of the alloy;
- образующие тугоплавкие и сложно построенные жаропрочные избыточные фазы, обычно не содержащие металла растворителя.- forming refractory and complexly constructed heat-resistant excess phases, usually not containing solvent metal.
Качество электродов контактной сварки определяется его стойкостью, т.е. способностью сохранять в определенных пределах исходные размеры и форму рабочей поверхности.The quality of resistance welding electrodes is determined by its resistance, i.e. the ability to maintain within certain limits the original dimensions and shape of the work surface.
Одним из основных технологических требований при осуществлении контактной сварки, является требование высоких усилий прижима в зоне контакта электрода со свариваемым материалом, поэтому необходимым условием стойкости электрода является его твердость. Твердость удается повысить за счет увеличения легирования медной матрицы, однако, избыточное легирование элементами, образующими дисперсную упрочняющую фазу, существенно снижает электропроводность.One of the main technological requirements when performing resistance welding is the requirement of high clamping forces in the zone of contact of the electrode with the material being welded; therefore, its hardness is a necessary condition for the resistance of the electrode. The hardness can be increased by increasing the doping of the copper matrix, however, excessive doping with elements forming a dispersed hardening phase significantly reduces the conductivity.
Известен способ термической обработки дисперсионно-твердеющих сплавов, включающий закалку, старение, выдержки при этих температурах и охлаждение с регламентированными скоростями, при этом закалку производят с температурой 900-950°С со скоростью охлаждения 150-500°С/ч до 750°С, выдерживают при этой температуре 1-2 ч, охлаждают с печью со скоростью 50-200°С/ч, выдерживают 1-2 ч, охлаждают с печью до 400°С далее на воздухе. [3]A known method of heat treatment of precipitation hardening alloys, including hardening, aging, aging at these temperatures and cooling at regulated speeds, while hardening is performed at a temperature of 900-950 ° C with a cooling rate of 150-500 ° C / h to 750 ° C, maintained at this temperature for 1-2 hours, cooled with an oven at a speed of 50-200 ° C / h, aged 1-2 hours, cooled with an oven to 400 ° C further in air. [3]
Наиболее близким аналогом по технической сущности и достигаемому эффекту является способ получения полуфабриката для изготовления электродов из бериллиевых бронз - сплавов меди с бериллием и никелем (либо кобальтом) с содержанием легирующих компонентов в пределах 0,2-3%. На основе системы Cu-NiBe-Ti разработан тройной сплав БрНБТ (прототип), содержащий небольшое количество титана и изготовляемый из отходов высоколегированной бериллием (1,8-2.1%) бронзы. В производственных условиях сплав БрНБТ плавят на воздухе в индукционной печи при температуре 1200°С под слоем прокаленного древесного угля. Отливку ведут полунепрерывным методом с подачей воды на слиток со скоростью 4-5 м/ч. После резки слитков на равные полуфабрикаты производят их нагрев под горячую прокатку при температуре 850-900°С с выдержкой при этой температуре в течение 2 ч. Далее следует горячая прокатка на стане с последовательным изменением диаметров прутков (70-50-46-37-30-25 мм), закалка в воде после выдержки в течение 2 ч при температуре 900-950°С и дисперсионное твердение при температуре 480-500°С. Альтернативным способом получения прутков малого диаметра из отливки является горячее выдавливание за несколько (до трех) переходов на гидравлическом прессе с применением нагрева перед каждым переходом в диапазоне 850-900°С. [4]The closest analogue in technical essence and the achieved effect is a method for producing a semi-finished product for the manufacture of beryllium bronze electrodes - copper alloys with beryllium and nickel (or cobalt) with an alloying component content in the range of 0.2-3%. Based on the Cu-NiBe-Ti system, a triple BrNBT alloy (prototype) has been developed, containing a small amount of titanium and made from waste with high-alloy beryllium (1.8-2.1%) bronze. In production conditions, the BrNBT alloy is melted in air in an induction furnace at a temperature of 1200 ° C under a layer of calcined charcoal. The casting is carried out by a semi-continuous method with the supply of water to the ingot at a speed of 4-5 m / h. After cutting the ingots into equal semi-finished products, they are heated for hot rolling at a temperature of 850-900 ° C with holding at this temperature for 2 hours. Next, hot rolling at the mill with a sequential change in the diameter of the rods (70-50-46-37-30 -25 mm), quenching in water after exposure for 2 hours at a temperature of 900-950 ° C and dispersion hardening at a temperature of 480-500 ° C. An alternative way to obtain small diameter rods from the casting is hot extrusion for several (up to three) transitions on a hydraulic press using heating before each transition in the range of 850-900 ° С. [four]
Недостатком приведенных технологий является многократная потребность нагрева до завышенных температур (850-900°С) горячей обработки давлением, поскольку процессы прессования или выдавливания на гидравлических прессах сопровождаются большим временем деформирования, что приводит к подстуживанию полуфабриката и, следовательно, к разбросу и потере пластических свойств по объему полуфабриката в процессе обработки давлением. Поэтому, с одной стороны, многократный нагрев и выдержка полуфабрикатов выше точки фазовых превращений способствуют диффузионным процессам разупрочнения, с другой стороны, возможность подстуживания полуфабриката приводит к получению полуфабриката с нестабильными свойствами как в пределах одного полуфабриката, так и в пределах партии, например, разброс характеристик по твердости составляет до 30%: 170-240 НВ (Таблица 1).The disadvantage of the above technologies is the multiple need for heating to high temperatures (850-900 ° С) by hot pressure treatment, since the pressing or extrusion processes on hydraulic presses are accompanied by a long deformation time, which leads to the pre-caking of the semi-finished product and, consequently, to the spread and loss of plastic properties over the volume of the semi-finished product during the processing by pressure. Therefore, on the one hand, repeated heating and holding of semi-finished products above the phase transformation point contribute to diffusion softening processes, on the other hand, the possibility of cooling the semi-finished product results in a semi-finished product with unstable properties both within the same semi-finished product and within the batch, for example, the variation in characteristics hardness is up to 30%: 170-240 HB (table 1).
Кроме того, холодное деформирование литых полуфабрикатов с обжатием более 60% для получения малых диаметров проблематично, поскольку для деформационно-упрочняемых материалов приводит к снижению пластичности и, как следствие, к дефектам макроструктуры полуфабриката.In addition, cold deformation of cast semi-finished products with compression of more than 60% to obtain small diameters is problematic, since for strain-hardened materials it leads to a decrease in ductility and, as a consequence, to defects in the macrostructure of the semi-finished product.
Техническим результатом заявляемого изобретения является повышение прочностных свойств и обеспечение однородной структуры по объему полуфабриката из дисперсионно-твердеющего низколегированного медного сплава при сохранении высокой электропроводности.The technical result of the claimed invention is to increase the strength properties and ensure a homogeneous structure in volume of a semi-finished product of dispersion hardening low alloyed copper alloy while maintaining high electrical conductivity.
Указанный результат достигается за счет того, что в способе обработки полуфабриката из низколегированного дисперсионно-твердеющего медного сплава с содержанием никеля до 1,6%, бериллия 0,2-0,8% и титана до 0,15%, включающем деформирование, закалку и старение, горячее деформирование ведут со скоростью деформирования не менее 0,5 м/с и обжатием со степенью деформации не менее 40% при температуре 0,74-0,8 от температуры плавления, закалку - при температуре 0,86-0,98 от температуры плавления с изотермической выдержкой до момента начала интенсивных процессов роста зерна и рекристаллизации, а старение проводят при температуре 0,34-0,43 от температуры плавления в течение 2-3,5 ч.This result is achieved due to the fact that in the method of processing a semi-finished product of low-alloy dispersion hardening copper alloy with a nickel content of up to 1.6%, beryllium 0.2-0.8% and titanium up to 0.15%, including deformation, hardening and aging, hot deformation are carried out with a deformation rate of at least 0.5 m / s and compression with a degree of deformation of at least 40% at a temperature of 0.74-0.8 of the melting temperature, quenching at a temperature of 0.86-0.98 from melting temperature with isothermal exposure until the onset of intense processes osta grains and recrystallization, and aging is performed at a temperature of from 0,34-0,43 melting temperature for 2-3.5 hours.
Перед старением полуфабрикат может быть подвергнут холодному деформированию обжатием со степенью деформации до 30%.Before aging, the semi-finished product can be subjected to cold deformation by compression with a degree of deformation of up to 30%.
Перед деформированием полуфабрикат нагревают до ковочной температуры 0,74-0,8 Тпл, поскольку эта температура выше точки фазовых превращений, то материал отливки переходит α-фазу метастабильного твердого раствора. Нагретый полуфабрикат подвергают деформированию с обжатием не менее 40% со скоростью деформирования не менее 0,5 м/с. Известно, что для низколегированных металлов в однофазном состоянии, состоящих из металлической матрицы основного металла и примесных атомов легирующих компонентов, нижний предел текучести в зависимости от размера зерна подчиняется экспериментальному закону Холла-Петча [5]Before deformation, the semifinished product is heated to forging temperature of 0.74-0.8 Tm, since this temperature is higher than the phase transformation point, the casting material passes the α phase of the metastable solid solution. The heated semi-finished product is subjected to deformation with compression of at least 40% with a deformation rate of at least 0.5 m / s. It is known that for low-alloy metals in a single-phase state, consisting of a metal matrix of the base metal and impurity atoms of alloying components, the lower yield stress depending on the grain size obeys the experimental Hall-Petch law [5]
где σ - предел текучести,where σ is the yield strength,
σ0, k - постоянные, которые характеризуют напряжение трения в процессе пластической деформации внутри зерна при движении дислокаций;σ 0, k are constants that characterize the friction stress during plastic deformation inside the grain during dislocation movement;
d - средний размер зерна.d is the average grain size.
Величины постоянных σ0, k зависят от наличия примесных атомов в плоскости скольжения, вокруг которых «закрепляются» дислокации в процессе пластической деформации внутри зерна. Очевидно, что в соответствии с принципом минимума энергии пластической деформации согласно зависимости 1 при деформировании с большой степенью и скоростью деформации:The values of the constants σ 0, k depend on the presence of impurity atoms in the slip plane, around which dislocations are “fixed” during plastic deformation inside the grain. Obviously, in accordance with the principle of minimum energy of plastic deformation according to dependence 1 during deformation with a large degree and rate of deformation:
- силы трения, вызванные наличием примесных атомов, вытесняют дислокации в плоском скоплении к границам зерен [6];- friction forces caused by the presence of impurity atoms displace dislocations in a flat cluster to grain boundaries [6];
- размеры зерен в процессе деформирования уменьшаются.- grain sizes in the process of deformation are reduced.
Таким образом, если сплав меди на основе тройной системы Cu-NiBe-Ti, относящийся к деформационно-упрочняемым сплавам с ярко выраженной зависимостью к скоростному упрочнению, подвергнуть процессу деформирования при высоких скоростях (>0,5 м/с) при степенях деформации не менее 40%, то доминирующим механизмом пластической деформации становится скольжение по границам зерен и частично механическое двойникование.Thus, if a copper alloy based on the ternary system Cu-NiBe-Ti, related to strain-hardened alloys with a pronounced dependence on high-speed hardening, is subjected to a deformation process at high speeds (> 0.5 m / s) with degrees of deformation of not less than 40%, then the dominant mechanism of plastic deformation becomes sliding along grain boundaries and partially mechanical twinning.
В результате пластической деформации наблюдается измельчение зерна и ярко выраженная текстурная анизотропия (направленность волокон макроструктуры вдоль направления деформирования), т.е. получается структура с вытянутыми зернами, с когерентными в направлении деформирования границами. Такая структура является достаточно устойчивой за счет малой энергии границ.As a result of plastic deformation, grain refinement and pronounced texture anisotropy (the direction of the macrostructure fibers along the direction of deformation) are observed, i.e. we get a structure with elongated grains, with coherent boundaries in the direction of deformation. Such a structure is sufficiently stable due to the low energy of the boundaries.
Далее деформированный полуфабрикат подвергают закалке в воде с изотермической выдержкой в печи до момента начала процесса интенсивной рекристаллизации при температуре 0,86-0,98 Тпл. Дальнейшее увеличение температуры активизирует рекристаллизационные процессы и может привести к образованию крупных коагулированных частиц растворенных примесей.Next, the deformed semi-finished product is subjected to water quenching with isothermal exposure in an oven until the process of intensive recrystallization begins at a temperature of 0.86-0.98 Tm. A further increase in temperature activates recrystallization processes and can lead to the formation of large coagulated particles of dissolved impurities.
Нагрев полуфабриката выше температуры образования твердого раствора легирующих компонентов в Cu-матрице приводит к перераспределению атомов растворенных компонентов Ni и Be не только внутри кристаллической решетки в пределах зерен, но и через границы между зернами. В случае плоской границы эти перемещения сбалансированы, т.е. число атомов, перемещающихся в обоих направлениях, одинаково, в противном случае анизотропной структуры атома и сама граница зерна смещаются к центру кривизны вследствие стремления к минимуму площади (энергии) границ. Перемещение границ к центру сопровождается ростом крупных зерен за счет мелких, которые в дальнейшем вообще исчезают. Поскольку процесс роста зерен является диффузионным, то его интенсивность возрастает с ростом температуры по экспоненциальному закону. Характерной особенностью является тот факт, что преимущественно сквозь границы при росте зерен диффундируют атомы примесей (Ni, Be) по причине минимальной потребной энергия активации в микрообласти вблизи последних. Таким образом, в результате образуется структура закалки с признаками сегрегации, т.е. с небольшими обедненными примесями зернами с вогнутыми границами и обогащенными примесями крупными зернами с выпуклыми границами. Исходная мелкозернистая анизотропная структура после процесса деформации в процессе закалки способствует образованию множественных центров роста зерен и позволяет получать ограниченные по размерам зерна структуры закалки при максимально высоких температурах нагрева из-за малых размеров исходных зерен.Heating the semifinished product above the temperature of formation of a solid solution of alloying components in the Cu matrix leads to a redistribution of atoms of the dissolved components of Ni and Be not only within the crystal lattice within the grains, but also across the boundaries between grains. In the case of a flat boundary, these movements are balanced, i.e. the number of atoms moving in both directions is the same, otherwise the anisotropic structure of the atom and the grain boundary itself are shifted to the center of curvature due to the desire to minimize the area (energy) of the boundaries. The movement of the boundaries toward the center is accompanied by the growth of large grains due to small grains, which subsequently disappear altogether. Since the grain growth process is diffusion, its intensity increases exponentially with increasing temperature. A characteristic feature is the fact that impurity atoms (Ni, Be) diffuse predominantly through the boundaries during grain growth due to the minimum required activation energy in the microregion near the latter. Thus, as a result, a quenching structure is formed with signs of segregation, i.e. with small impurity-deficient grains with concave boundaries and enriched with impurities large grains with convex borders. The initial fine-grained anisotropic structure after the deformation process during the hardening process promotes the formation of multiple grain growth centers and allows one to obtain quenched grain-limited structures at the highest heating temperatures due to the small size of the initial grains.
Нагретый и выдержанный полуфабрикат подвергают резкому охлаждению (например, в воде) для фиксации метастабильного твердого раствора. Чем больше скорость охлаждения, обусловленная в первую очередь разностью первоначальных температур нагретого в процессе закалки полуфабриката и охлаждающей среды, тем более гомогенным в пределах зерна будет зафиксированный твердый раствор.The heated and aged semi-finished product is subjected to rapid cooling (for example, in water) to fix a metastable solid solution. The higher the cooling rate, due primarily to the difference in the initial temperatures of the semi-finished product and the cooling medium heated during hardening, the more homogeneous the solid solution will be homogeneous within the grain.
Далее закаленный полуфабрикат подвергают процессу старения, с предварительной холодной деформацией, или без нее, нагревая до температуры 0,34-0,43 Тпл с изотермической выдержкой в диапазоне 2-3,5 часа. По мере протекания процесса старения происходит спинодальный распад метастабильного твердого раствора и выделение упрочняющей фазы NiBe. Процесс проистекает в 2 стадии:Next, the hardened semi-finished product is subjected to the aging process, with or without preliminary cold deformation, heating to a temperature of 0.34-0.43 Tm with isothermal exposure in the range of 2-3.5 hours. As the aging process proceeds, spinodal decomposition of the metastable solid solution and the precipitation of the hardening phase of NiBe occur. The process proceeds in 2 stages:
- образование предвыделений в местах повышенной концентрации растворенных элементов, при этом сохраняется непрерывность и когерентность кристаллической решетки Cu-матрицы (зоны Гинье-Престона);- the formation of pre-precipitations in places of increased concentration of dissolved elements, while maintaining continuity and coherence of the crystal lattice of the Cu matrix (Guinier-Preston zone);
- образование дисперсных выделений второй фазы, в результате которых образуются точки закреплений, блокирующих движение дислокаций, что приводит к упрочнению материала.- the formation of dispersed precipitates of the second phase, as a result of which anchor points are formed that block the movement of dislocations, which leads to hardening of the material.
Поскольку выделение упрочняющей фазы (спинодальный распад) происходит преимущественно в областях с повышенной концентрацией растворенного компонента, т.е. в наиболее крупных зернах структуры закалки, то достигается поставленный технический результат - повышение прочностных свойств и обеспечение однородной структуры по объему полуфабриката из дисперсионно-твердеющего низколегированного медного сплава при сохранении высокой электропроводности посредством получения ультрадисперсной структуры с равномерной флуктуацией микрочастиц материала с упрочненной матрицей (зерна с повышенной концентрацией легирующих компонентов) и с высокой электропроводностью (зерна с пониженной концентрацией легирующих компонентов).Since the precipitation of the hardening phase (spinodal decomposition) occurs mainly in areas with an increased concentration of the dissolved component, i.e. in the largest grains of the quenching structure, the technical result achieved is an increase in strength properties and ensuring a homogeneous structure in volume of a semi-finished product from dispersion hardening low alloyed copper alloy while maintaining high electrical conductivity by obtaining an ultrafine structure with uniform fluctuation of microparticles of a material with a hardened matrix (grains with increased concentration of alloying components) and with high electrical conductivity (grains with reduced concentration her alloying components).
Процесс старения можно производить в режиме низкотемпературной термомеханической обработке, которая состоит в применении холодной пластической деформации (обжатию) между операциями закалки и старения. В этом случае деформация закаленного сплава обеспечивает равномерный распад по всему объему твердого раствора при старении и получение более высоких прочностных свойств.The aging process can be performed in the mode of low-temperature thermomechanical processing, which consists in applying cold plastic deformation (compression) between the hardening and aging operations. In this case, the deformation of the quenched alloy provides uniform decomposition over the entire volume of the solid solution during aging and obtaining higher strength properties.
Пример. Исходные отливки диаметром Ø100 мм из сплава состава: Ni 1,6%; Be 0,6%; Cu-баланс, подвергли горячему выдавливанию на кривошипном прессе с усилием 1000 т до получения прессованного полуфабриката диаметром Ø40 мм. Температура нагрева отливки под выдавливание - 840°С. Далее прессованные полуфабрикаты закаливались 5 партиями при следующих условиях:Example. Initial castings with a diameter of Ø100 mm from alloy composition: Ni 1.6%; Be 0.6%; Cu balance was subjected to hot extrusion on a crank press with a force of 1000 tons to obtain a pressed semi-finished product with a diameter of Ø40 mm. The temperature of the extrusion casting is 840 ° C. Further, the pressed semi-finished products were hardened in 5 batches under the following conditions:
1-я партия - изотермическая выдержка 1,5 часа при температуре 920°С;1st batch - isothermal exposure for 1.5 hours at a temperature of 920 ° C;
2-я партия - изотермическая выдержка 1,5 часа при температуре 940°С;2nd batch - isothermal exposure for 1.5 hours at a temperature of 940 ° C;
3-я партия - изотермическая выдержка 1,5 часа при температуре 980°С;3rd party - isothermal exposure for 1.5 hours at a temperature of 980 ° C;
4-я партия - изотермическая выдержка 1,5 часа при температуре 1020°С;4th batch - isothermal exposure for 1.5 hours at a temperature of 1020 ° C;
5-я партия - изотермическая выдержка 1,5 часа при температуре 1030°С;5th batch - isothermal exposure for 1.5 hours at a temperature of 1030 ° C;
6-я партия - изотермическая выдержка 1,5 часа при температуре 1050°С.6th batch - isothermal exposure for 1.5 hours at a temperature of 1050 ° C.
Охлаждение полуфабрикатов всех партий проводилось в воду 20°С. Закаленные полуфабрикаты из всех партий подвергались стандартному процессу старения - изотермическая выдержка 2,5 часа при температуре 430°С.The semi-finished products of all parties were cooled into water at 20 ° С. Hardened semi-finished products from all parties underwent the standard aging process - isothermal aging for 2.5 hours at a temperature of 430 ° C.
Достигнутые величины твердости по шкале НВ приведены в таблице 2. Микроструктура термообработанных полуфабрикатов приведена в таблице 3The achieved hardness values on the HB scale are shown in table 2. The microstructure of heat-treated semi-finished products is shown in table 3
Приведенные в таблице 2 результаты свидетельствуют, что оптимальным температурным интервалом изотермической выдержки является диапазон 0,86-0,98 температуры плавления, т.е. нижняя температурная граница начала процесса интенсивной рекристаллизации. Разброс показателей по твердости в пределах партии составляет 30НВ или 12%, что существенно ниже разброса твердости у полуфабриката, полученного способом, указанным в качестве прототипа (таблица 1).The results shown in table 2 indicate that the optimal temperature range of isothermal exposure is the range of 0.86-0.98 melting points, i.e. lower temperature limit of the beginning of the process of intense recrystallization. The spread of hardness indicators within the batch is 30 HB or 12%, which is significantly lower than the hardness spread of the semi-finished product obtained by the method specified as a prototype (table 1).
Сведения о прочностных характеристиках и электропроводности полуфабриката в зависимости температурного режима старения сплава представлены в таблице 4.Information on the strength characteristics and electrical conductivity of the semi-finished product depending on the temperature regime of aging of the alloy are presented in table 4.
Согласно таблице 4 видно, что в указанном интервале температур старения наблюдается оптимум по прочностным свойствам (максимальный предел прочности) без существенного понижения электропроводности.According to table 4 it can be seen that in the indicated range of aging temperatures there is an optimum in strength properties (maximum tensile strength) without a significant decrease in electrical conductivity.
Предел прочности исследовался на стандартных образцах по ГОСТ 1497-84 «Методы испытаний на растяжение».The tensile strength was investigated on standard samples according to GOST 1497-84 "Methods of tensile tests."
Измерение удельного сопротивления проводилось с помощью эталонного источника тока с погрешностью установки менее 1%, напряжение измерялось вольтметром В7-38 с погрешностью менее 1%. Измеряемое напряжение (несколько десятков микровольт) с образца (посредством специальных зажимов) поступало на вход прецизионного инструментального усилителя с входным дифференциальным сопротивлением около 10 ГОм и входными токами не более 2 нА. Напряжение после усиления поступало на вольтметр. Методика и схема установки проверялась путем измерения сопротивления пластины (шина заземления) образца (407×40,5×4 мм3) из однородного металла (медь), получаемое удельное сопротивление 0,0181 Ом·мм2/м соответствует удельному сопротивлению меди (0,0175-0,0182). Также было проверено влияние сопротивления контакта зажимов на погрешность измерения и отброшена ввиду малости, дополнительно перед каждым измерением производилась корректировка нуля схемы и проводилось пять измерений с усреднением результата. Дополнительно была проверена погрешность измерения сопротивления SQP с допуском 10% известного номинала 0,82 Ом (измеренное цифровым измерителем импеданса типа Е7-22 значение сопротивления составило 0,857 Ом) также путем подачи эталонного значения тока, формирующего по уровню такое же напряжение, что и исследуемые образцы. Результат составил 0,83 Ом, что позволяет говорить о погрешности схемы на уровне 3%. В целом с учетом неточности формы образцов, дрейфа нуля и др. факторов можно принять погрешность измерения не более 10%.The resistivity was measured using a reference current source with an installation error of less than 1%, the voltage was measured with a V7-38 voltmeter with an error of less than 1%. The measured voltage (several tens of microvolts) from the sample (through special clamps) was fed to the input of a precision instrumentation amplifier with an input differential resistance of about 10 GΩ and input currents of no more than 2 nA. The voltage after amplification was supplied to the voltmeter. The installation methodology and scheme was checked by measuring the resistance of the plate (ground bus) of a sample (407 × 40.5 × 4 mm 3 ) of a homogeneous metal (copper), the resulting resistivity of 0.0181 Ohm · mm 2 / m corresponds to the specific resistance of copper (0 , 0175-0.0182). Also, the effect of the contact resistance of the clamps on the measurement error was checked and discarded due to smallness, in addition, before each measurement, the zero of the circuit was adjusted and five measurements were carried out with the result averaged. In addition, an error in measuring the SQP resistance was verified with a tolerance of 10% of the known nominal value of 0.82 Ohms (the resistance value measured by a digital impedance meter of type E7-22 was 0.857 Ohms) also by supplying a reference current value that forms the same voltage level as the test samples . The result was 0.83 ohms, which allows us to talk about the error of the circuit at the level of 3%. In general, taking into account the inaccurate shape of the samples, zero drift, and other factors, it is possible to accept a measurement error of not more than 10%.
Из полученных полуфабрикатов с оптимальной температурой закалки - 1020°С были изготовлены электроды контактной сварки для испытаний, которые проводились в сертифицированной Лаборатории технологий сварочных процессов ЗАО НПО «Электрик» (протокол испытаний прилагается). Стойкость электродов, изготовленных заявляемым способом, более чем в 3 раза превосходит стойкость электродов из наиболее распространенного сплава БрХ.From the obtained semi-finished products with an optimum hardening temperature of 1020 ° C, contact welding electrodes were made for testing, which were carried out in the certified Laboratory of welding process technologies of NPO Electric CJSC (test report is attached). The resistance of the electrodes made by the claimed method, more than 3 times greater than the resistance of the electrodes of the most common alloy BrH.
Источники информацииInformation sources
1. С.К. Слизберг, П.Л.Чулошников. Электроды для контактной сварки. М.: «Машиностроение», 1986. 67 с.1. S.K. Slizberg, P.L. Chuloshnikov. Electrodes for resistance welding. M .: "Engineering", 1986. 67 S.
2. Авиационные материалы. Справочник в 9 томах / под ред. А.Т.Туманова. Том «Цветные металлы». М.: ОНТИ ВИАМ, 1975.2. Aviation materials. Handbook in 9 volumes / ed. A.T. Tumanova. Volume "Non-ferrous metals". M .: ONTI VIAM, 1975.
3. Авторское свидетельство СССР №754900 (Еремин А.И.), 23.10.1978. «Способ термической обработки дисперсионно-твердеющих сплавов».3. USSR author's certificate No. 754900 (Eremin A.I.), 10.23.1978. "The method of heat treatment of precipitation hardening alloys."
4. ТУ 1846-007-05785307-2006. «Плиты и цилиндрические заготовки из бронзы марки БрНБТ, БрНБТ1,9, БрБ2»4. TU 1846-007-05785307-2006. “BrNBT, BrNBT1.9, BrB2 brand plates and cylindrical blanks made of bronze”
Claims (2)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2009136290/02A RU2416672C1 (en) | 2009-09-30 | 2009-09-30 | Procedure for treatment of semi-finished product out of low alloyed disperse-hardening copper alloy with contents of nickel to 1,6 %, berrilium 0,2-0,8 % and titanium to 0,15 % |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2009136290/02A RU2416672C1 (en) | 2009-09-30 | 2009-09-30 | Procedure for treatment of semi-finished product out of low alloyed disperse-hardening copper alloy with contents of nickel to 1,6 %, berrilium 0,2-0,8 % and titanium to 0,15 % |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2416672C1 true RU2416672C1 (en) | 2011-04-20 |
Family
ID=44051366
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2009136290/02A RU2416672C1 (en) | 2009-09-30 | 2009-09-30 | Procedure for treatment of semi-finished product out of low alloyed disperse-hardening copper alloy with contents of nickel to 1,6 %, berrilium 0,2-0,8 % and titanium to 0,15 % |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2416672C1 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116426854A (en) * | 2023-03-14 | 2023-07-14 | 西安航天精密机电研究所 | Method for classifying aging of conductive hairspring for liquid floating gyroscope |
| RU2807260C1 (en) * | 2023-04-05 | 2023-11-13 | Акционерное общество "Металлургический завод "Электросталь" | METHOD FOR MANUFACTURING BRONZE RODS “БрХ08” |
-
2009
- 2009-09-30 RU RU2009136290/02A patent/RU2416672C1/en not_active IP Right Cessation
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| ОСИНЦЕВ О.Е. и др. Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки, Справочник. - М.: Машиностроение, 2004, с.299-301 ТУ 48-21-92-89. Плиты и цилиндрические заготовки из бронзы марки БрБНТ. * |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116426854A (en) * | 2023-03-14 | 2023-07-14 | 西安航天精密机电研究所 | Method for classifying aging of conductive hairspring for liquid floating gyroscope |
| RU2807260C1 (en) * | 2023-04-05 | 2023-11-13 | Акционерное общество "Металлургический завод "Электросталь" | METHOD FOR MANUFACTURING BRONZE RODS “БрХ08” |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Huang et al. | Optimizing the strength, ductility and electrical conductivity of a Cu-Cr-Zr alloy by rotary swaging and aging treatment | |
| Wang et al. | Effects of Cr and Zr additions on microstructure and properties of Cu-Ni-Si alloys | |
| JP4247922B2 (en) | Copper alloy sheet for electrical and electronic equipment and method for producing the same | |
| Zhu et al. | Effect of ECAP combined cold working on mechanical properties and electrical conductivity of Conform-produced Cu–Mg alloys | |
| EP2832874A1 (en) | Aluminum alloy wire and process for producing same | |
| Chen et al. | Hot workfability behavior of as-cast Mg–Zn–Y–Zr alloy | |
| LU500862B1 (en) | Copper alloy wire for connector and method for manufacture thereof | |
| Ditta et al. | Microstructural characteristics and properties of spray formed Zn-rich Al-Zn-Mg-Cu alloy under various aging conditions | |
| CN107709585A (en) | Electronic electric equipment copper alloy, electronic electric equipment copper alloy plastic working material, electronic electric equipment component, terminal and busbar | |
| EP3088543A1 (en) | Copper alloy sheet material, connector, and production method for copper alloy sheet material | |
| CN104769139B (en) | Cu Be alloys and its manufacture method | |
| Blanco et al. | Rheological characterization of A201 aluminum alloy | |
| Rajinikanth et al. | Influence of scandium on an Al–2% Si alloy processed by high-pressure torsion | |
| US20050207933A1 (en) | Cu-based alloy and method of manufacturing high strength and high thermal conductive forged article using the same | |
| Ilangovan et al. | An experimental investigation of Cu-Ni-Sn alloy on microstructure, hardness and wear parameters optimization using DOE | |
| Österreicher et al. | Two step–ageing of 7xxx series alloys with an intermediate warm-forming step | |
| JP6228725B2 (en) | Cu-Co-Si alloy and method for producing the same | |
| Wang et al. | Effect of three-dimensional deformation at different temperatures on microstructure, strength, fracture toughness and corrosion resistance of 7A85 aluminum alloy | |
| CN112588856B (en) | Preparation method of high-performance Cu-Ni-Al alloy plate strip | |
| Dong et al. | Contribution of grain boundary to strength and electrical conductivity of annealed copper wires | |
| Shankar et al. | Determination of optimum aging temperature and time, mechanical and wear properties for Cu-9Ni-6Sn spinodal bronze alloy cast using permanent mould | |
| US3830635A (en) | Aluminum nickel alloy electrical conductor and method for making same | |
| RU2416672C1 (en) | Procedure for treatment of semi-finished product out of low alloyed disperse-hardening copper alloy with contents of nickel to 1,6 %, berrilium 0,2-0,8 % and titanium to 0,15 % | |
| Shan’gina et al. | Structure and properties of Cu-Cr alloys subjected to shear under pressure and subsequent heating | |
| RU2667271C1 (en) | Heat-resistant conductive ultrafine-grained aluminum alloy and method for production thereof |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20141001 |