RU2699423C1 - Brass for superplastic molding of parts with low residual porosity - Google Patents
Brass for superplastic molding of parts with low residual porosity Download PDFInfo
- Publication number
- RU2699423C1 RU2699423C1 RU2018117656A RU2018117656A RU2699423C1 RU 2699423 C1 RU2699423 C1 RU 2699423C1 RU 2018117656 A RU2018117656 A RU 2018117656A RU 2018117656 A RU2018117656 A RU 2018117656A RU 2699423 C1 RU2699423 C1 RU 2699423C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- superplastic
- brass
- deformation
- residual porosity
- temperature
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
Abstract
Description
Изобретение относится к области цветной металлургии, а именно к составам латуни и предназначено для изготовления сверхпластичных листов из сплава системы Cu-Zn-Al.The invention relates to the field of non-ferrous metallurgy, in particular to brass compositions and is intended for the manufacture of superplastic sheets from an alloy of the Cu-Zn-Al system.
Основными факторами, определяющими реализацию эффекта сверхпластичности в латуни, является наличие мелкозернистой структуры в листе и минимизация остаточной пористости во время сверхпластической деформации. Оба фактора зависят как от состава сплава, так и от технологических параметров получения листов. На данный момент применение листов латуни для изготовления деталей методом сверхпластической формовки ограничено развитием пост-формовочной пористости, а, следовательно, снижением эксплуатационных характеристик изделий.The main factors determining the realization of the superplasticity effect in brass are the presence of a fine-grained structure in the sheet and the minimization of residual porosity during superplastic deformation. Both factors depend both on the composition of the alloy and on the technological parameters of the sheets. At the moment, the use of brass sheets for the manufacture of parts by the superplastic molding method is limited by the development of post-molding porosity, and, consequently, a decrease in the operational characteristics of the products.
Способ термомеханической обработки латуни Л63, обеспечивающий получение материала с повышенной пластичностью, описан в патенте №1643629, опубликованном 23.04.1991. Изобретение может быть использовано в машиностроении при производстве полуфабрикатов и изделий сложной формы методом сверхпластической формовки. При скорости деформации 0,008-0,15 с-1 в материале происходит динамическая рекристаллизация, что приводит снижению напряжения и увеличению относительного удлинения во время деформации.The method of thermomechanical processing of brass L63, which provides a material with increased ductility, is described in patent No. 1643629, published 04/23/1991. The invention can be used in mechanical engineering in the production of semi-finished products and complex products by the method of superplastic molding. At a strain rate of 0.008-0.15 s -1 , dynamic recrystallization occurs in the material, which leads to a decrease in stress and an increase in elongation during deformation.
Предлагаемый способ можно использовать при штамповке и глубокой вытяжки для получения изделий сложной формы, однако технология обеспечивает максимальное удлинение 230%, что недостаточно для сверхпластической формовки сложных по форме деталей.The proposed method can be used for stamping and deep drawing to obtain products of complex shape, however, the technology provides a maximum elongation of 230%, which is not enough for superplastic forming of complex shape parts.
В патенте РФ №2393265 от 09.01.2008 описан способ получения полуфабрикатов из свинцовой альфа + бета латуни, отличающийся тем, что горячее прессование заготовок производят выше температуры перехода альфа + бета структуры в бета-фазу, но на 100°С ниже температуры солидуса. Рассматривается сплав ЛС59-1 (57…60% Cu).In the patent of the Russian Federation No. 2393265 dated 01/09/2008, a method for producing semi-finished products from lead alpha + beta brass is described, characterized in that the hot pressing of the preforms is performed above the transition temperature of the alpha + beta structure to the beta phase, but 100 ° C lower than the solidus temperature. The alloy LS59-1 (57 ... 60% Cu) is considered.
Недостатком данного способа является неоднородность структуры по длине полуфабриката в результате чего, возникает нестабильность свойств, что снижает потребительские характеристики продукции.The disadvantage of this method is the heterogeneity of the structure along the length of the semi-finished product, resulting in instability of properties, which reduces the consumer characteristics of the product.
Наиболее близким техническим решением к заявляемому способу является способ обработки двухфазной латуни авторского свидетельства №503938, зарегистрированного 29.10.1975. В способе описана обработка двухфазной латуни, содержащей 58-62% меди, остальное цинк, включающая закалку из однофазной области, деформацию с обжатием 80-90% с выдержкой при температуре закалки 8-12 часов, далее предлагается деформация до заданной толщины листа при температуре 350-450°С.The closest technical solution to the claimed method is a method for processing two-phase brass copyright certificate No. 503938, registered 10/29/1975. The method describes the processing of two-phase brass containing 58-62% copper, the rest is zinc, including quenching from the single-phase region, deformation with compression 80-90% with exposure at a quenching temperature of 8-12 hours, then deformation to a predetermined sheet thickness at a temperature of 350 -450 ° C.
В результате обработки получается сверхпластичный лист, у которого возможно максимальное удлинение после деформации около 630%. Однако изделие из латуни, полученное при помощи сверхпластической формовки, в структуре имеет сильно развитую остаточную пористость (более 5%), что сильно снижает механические свойства изделия. Механические свойства предел текучести и прочности снижаются на 25-35%. Большая остаточная пористость - главный недостаток листа данного состава, полученного указанным способом.As a result of processing, a superplastic sheet is obtained, in which a maximum elongation after deformation of about 630% is possible. However, the brass product obtained by superplastic molding in the structure has a strongly developed residual porosity (more than 5%), which greatly reduces the mechanical properties of the product. Mechanical properties yield strength and strength are reduced by 25-35%. High residual porosity is the main disadvantage of a sheet of this composition obtained in this way.
Техническим результатом предлагаемого изобретения является получение латуни для получения деталей методом сверхпластической формовки с однородной микрозеренной структурой и малой остаточной пористостью.The technical result of the invention is the production of brass for producing parts by the method of superplastic molding with a uniform micrograin structure and low residual porosity.
Латунь, содержащая следующие компоненты (мас. %):Brass containing the following components (wt.%):
Цинк-38-42,Zinc-38-42,
Алюминий - 0,5-2,5,Aluminum - 0.5-2.5,
Медь - остальноеCopper - the rest
была получена по технологии включающей литье, гомогенизационный отжиг, горячую и холодную прокатку. В результате последующего нагрева перед сверхпластической деформацией формируется однородная микрозеренная структура состоящая из двух фаз α и β (средний размер зерна обеих фаз менее 5 мкм). В процессе сверхпластической деформации указанного сплава параметры зерен α-фазы незначительно меняются, а зерна β-фазы претерпевают динамическую рекристаллизацию, в результате чего, их средний размер уменьшается до 200 нм. После сверхпластической деформации объемная доля пор не превышает 1,5%, что позволяет получить высококачественные изделия с высоким уровнем эксплуатационных свойств. После обработки сплав имеет предел текучести 200±30 МПа, предел прочности 500±30 МПа, которые не снижаются после деформации.was obtained by technology including casting, homogenization annealing, hot and cold rolling. As a result of subsequent heating before superplastic deformation, a homogeneous micrograin structure is formed consisting of two phases α and β (the average grain size of both phases is less than 5 μm). In the process of superplastic deformation of this alloy, the parameters of the grains of the α phase change slightly, and the grains of the β phase undergo dynamic recrystallization, as a result of which their average size decreases to 200 nm. After superplastic deformation, the volume fraction of pores does not exceed 1.5%, which makes it possible to obtain high-quality products with a high level of operational properties. After processing, the alloy has a yield strength of 200 ± 30 MPa, a tensile strength of 500 ± 30 MPa, which do not decrease after deformation.
Концентрация цинка должна обеспечивать при высокотемпературном отжиге двухфазную структуру, а содержание алюминия должно позволять замедлять процесс диффузии и образовывать на воздухе оксидную пленку на поверхности. Выход за верхний и нижний предел концентрационного интервала по цинку не дает возможность получения мелкозернистой двухфазной структуры в температурной области сверхпластической деформации. Выход за нижнюю границу концентрационного интервала по алюминию не обеспечивает возможность образования оксидной пленки на поверхности, тогда как выход за верхний предел негативно сказывается на показателях сверхпластичности сплава.The concentration of zinc should provide a two-phase structure during high-temperature annealing, and the aluminum content should allow slowing down the diffusion process and form an oxide film on the surface on air. Going beyond the upper and lower limits of the concentration range for zinc does not make it possible to obtain a fine-grained two-phase structure in the temperature region of superplastic deformation. Going beyond the lower boundary of the concentration range for aluminum does not provide the possibility of the formation of an oxide film on the surface, while going beyond the upper limit negatively affects the superplasticity of the alloy.
Оптимальную скорость деформации определяли по результатам серии испытаний со скачковым изменением скорости деформации. Листы проявляют наилучшую сверхпластичность при температуре 550°С и скорости деформации 10-3 с-1, в данных условиях относительное удлинение до разрушения составляет не менее 500% и остаточная пористость не превышает 1,5%.The optimal strain rate was determined by the results of a series of tests with a jump change in the strain rate. The sheets show the best superplasticity at a temperature of 550 ° C and a strain rate of 10 -3 s -1 , under these conditions, the elongation to failure is at least 500% and the residual porosity does not exceed 1.5%.
Использование в предлагаемых пределах состава листов из латуни обеспечивает получение изделий с помощью сверхпластической формовки с высокими механическими свойствами и малой остаточной пористостью.The use of the composition of the brass sheets within the proposed limits ensures the production of products using superplastic molding with high mechanical properties and low residual porosity.
Сверхпластичный лист при оптимальных условиях деформации имеет относительное удлинение более 450% и остаточную пористость не более 1,5%, тогда как в прототипе и примере 4 остаточная пористость достигла около 5% при схожих значениях удлинений.A superplastic sheet under optimal deformation conditions has a relative elongation of more than 450% and a residual porosity of not more than 1.5%, whereas in the prototype and example 4, the residual porosity reached about 5% with similar elongations.
Пример 1Example 1
Получен сплав следующего состава Cu-40,5%Zn - 0,5%Аl.An alloy of the following composition Cu-40.5% Zn - 0.5% Al was obtained.
Для приготовления сплава использовалась медь марки М00, цинк Ц1 и алюминий марки А7. Плавку вели в графито-шамотных тиглях с последовательным введением в расплавленную медь компонентов. Температура расплава - 1100°С. Для более полной гомогенизации расплава его выдерживали перед разливкой в течение 15 мин. Разливку проводили в водоохлаждаемую изложницу со скоростями охлаждения не менее 3 К/с. Далее следовал гомогенизационный отжиг слитков, после гомогенизации слитки обрабатывали для удаления поверхностных дефектов и отрезали усадочную раковину. Горячую прокатку проводили при 750±10°С, затем следовала холодная прокатка с промежуточным отжигом. Конечная толщина листа 1,2 мм.To prepare the alloy, copper of the M00 grade, zinc Ts1 and aluminum of the A7 grade were used. Melting was carried out in graphite-chamotte crucibles with successive introduction of components into molten copper. The melt temperature is 1100 ° C. For a more complete homogenization of the melt, it was kept before casting for 15 minutes. The casting was carried out in a water-cooled mold with cooling rates of at least 3 K / s. This was followed by homogenization annealing of the ingots, after homogenization, the ingots were processed to remove surface defects and the shrink shell was cut off. Hot rolling was carried out at 750 ± 10 ° С, then cold rolling followed by intermediate annealing. The final sheet thickness is 1.2 mm.
Данный режим обеспечил получение структуры с размером зерна менее 6 мкм, что позволяет осуществлять сверхпластическую формовку листов. Максимальное удлинение до разрыва, которое можно получить при одноосных испытаниях с постоянной скоростью деформации 1⋅10-3 с-1 при температуре 550°С, составило 470%. Остаточная пористость не превысила 1,5%.This mode provided a structure with a grain size of less than 6 microns, which allows for superplastic forming of sheets. Maximum elongation to break, which may be obtained by uniaxial trials with a constant strain rate 1⋅10 -3 s -1 at a temperature of 550 ° C was 470%. The residual porosity did not exceed 1.5%.
Пример 2Example 2
Сплав состава Cu-37,8%Zn-1%Al. Получен лист по технологии, описанной в примере 1. Отличие в процентном содержании алюминия.Alloy composition Cu-37.8% Zn-1% Al. A sheet was obtained according to the technology described in example 1. The difference in the percentage of aluminum.
Наилучшие свойства сплав показывает, как и в примере 1, при температуре сверхпластической деформации 550°С (с точностью поддержания температуры 5°С) при той же скорости деформации. Данный сплав обеспечил максимальное удлинение до разрушения 500% при поддержании постоянной скорости деформации 1⋅10-3 с-1 в процессе деформации и до 1000% при начальной скорости деформации 1⋅10-3 с-1, а остаточная пористость при этом не превысила 1%.The alloy shows the best properties, as in example 1, at a superplastic deformation temperature of 550 ° C (with an accuracy of maintaining the temperature of 5 ° C) at the same strain rate. This alloy has provided the maximum elongation at break of 500% while maintaining a constant strain rate 1⋅10 -3 s -1 in the deformation process and up to 1,000% at an initial strain rate 1⋅10 -3 s -1, and the residual porosity is not exceeded 1 %
Пример 3Example 3
Сплав состава Cu-33,3%Zn-2,2%Al. Получен сплав также как и в примере 1. Отличие в процентном содержании алюминия.The alloy composition is Cu-33.3% Zn-2.2% Al. The alloy obtained is the same as in example 1. The difference in the percentage of aluminum.
Наилучшие свойства сплав показывает, как и в примере 1, при температуре сверхпластической деформации 550°С и 1⋅10-3 с-1 скорости деформации. Данный сплав обеспечил максимальное удлинение до разрушения 470% при поддержании постоянной скорости деформации, а остаточная пористость при этом - 1,2%.The alloy shows the best properties, as in example 1, at a superplastic deformation temperature of 550 ° C and 1⋅10 -3 s -1 strain rate. This alloy provided a maximum elongation to failure of 470% while maintaining a constant strain rate, while the residual porosity was 1.2%.
Пример 4Example 4
Сплав состава Cu-40,8%Zn. Получен сплав также как и в примере 1. Отличие в отсутствии добавки алюминия (состав аналогичен прототипу).Alloy composition Cu-40.8% Zn. The alloy obtained is the same as in example 1. The difference is in the absence of aluminum additives (the composition is similar to the prototype).
Наилучшие свойства сплав показывает, как и в примере 1, при температуре сверхпластической деформации 550°С и скорости деформации 1⋅10-3 с-1. Данный сплав обеспечил максимальное удлинение до разрушения 620% (300% при поддержании постоянной скорости деформации в процессе деформации), а остаточная пористость при этом более 5%.The alloy shows the best properties, as in example 1, at a superplastic deformation temperature of 550 ° C and a strain rate of 1⋅10 -3 s -1 . This alloy provided a maximum elongation to failure of 620% (300% while maintaining a constant strain rate during deformation), and the residual porosity in this case was more than 5%.
Claims (5)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
RU2018117656A RU2699423C1 (en) | 2018-05-14 | 2018-05-14 | Brass for superplastic molding of parts with low residual porosity |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
RU2018117656A RU2699423C1 (en) | 2018-05-14 | 2018-05-14 | Brass for superplastic molding of parts with low residual porosity |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2699423C1 true RU2699423C1 (en) | 2019-09-05 |
Family
ID=67851383
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2018117656A RU2699423C1 (en) | 2018-05-14 | 2018-05-14 | Brass for superplastic molding of parts with low residual porosity |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
RU (1) | RU2699423C1 (en) |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SU503938A1 (en) * | 1974-10-11 | 1976-02-25 | Московский Ордена Трудового Красного Знамени Институт Стали И Сплавов | The method of processing two-phase brass |
US4965045A (en) * | 1987-12-23 | 1990-10-23 | Europe Metalli - Lmi S.P.A. | Copper-based alloy for obtaining aluminum-beta-brasses, containing grain size reducing additives of titanium and niobium |
KR20100042556A (en) * | 2008-10-16 | 2010-04-26 | 주식회사 풍국 | Brass wire for electrical discharge machining andmanufacturing method thereof |
KR20140096641A (en) * | 2013-01-28 | 2014-08-06 | 주식회사 대창 | Lead-free and corrosion resistant copper alloy for cast |
CN104232983A (en) * | 2014-09-22 | 2014-12-24 | 江西中晟金属有限公司 | Lead-free bismuth brass processing technology |
-
2018
- 2018-05-14 RU RU2018117656A patent/RU2699423C1/en active
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SU503938A1 (en) * | 1974-10-11 | 1976-02-25 | Московский Ордена Трудового Красного Знамени Институт Стали И Сплавов | The method of processing two-phase brass |
US4965045A (en) * | 1987-12-23 | 1990-10-23 | Europe Metalli - Lmi S.P.A. | Copper-based alloy for obtaining aluminum-beta-brasses, containing grain size reducing additives of titanium and niobium |
KR20100042556A (en) * | 2008-10-16 | 2010-04-26 | 주식회사 풍국 | Brass wire for electrical discharge machining andmanufacturing method thereof |
KR20140096641A (en) * | 2013-01-28 | 2014-08-06 | 주식회사 대창 | Lead-free and corrosion resistant copper alloy for cast |
CN104232983A (en) * | 2014-09-22 | 2014-12-24 | 江西中晟金属有限公司 | Lead-free bismuth brass processing technology |
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
О.Е. Осинцев и др. Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки. Справочник, М.: Машиностроение, 2004, с. 69-72. * |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP2274454B1 (en) | Alloy composition and preparation thereof | |
JP6607464B2 (en) | Formable magnesium-type wrought alloy | |
KR100994812B1 (en) | High-strength high-ductility magnesium alloy extrudate and manufacturing method thereof | |
JP5064991B2 (en) | High strength high ductility aluminum alloy sheet | |
JP2016079454A (en) | Aluminum alloy forging material and manufacturing method therefor | |
US10221471B2 (en) | High strength aluminum alloy sheet excellent in bendability and shape freezability and method of production of same | |
JP2006233320A (en) | High strength magnesium alloy material and its production method | |
KR20160075143A (en) | High speed extrudable non-flammability magnesium alloys and method for manufacturing magnesium alloy extrusion using the same | |
WO2010041791A1 (en) | Magnesium alloy panel having high formability and method of manufacturing the same | |
JP2008308703A (en) | Magnesium alloy for continuously casting and rolling, and method for producing magnesium alloy material | |
JP5945370B2 (en) | Method for producing aluminum-zinc-magnesium-copper alloy sheet with refined crystal grains | |
JP5059505B2 (en) | Aluminum alloy cold-rolled sheet that can be formed with high strength | |
KR20160136832A (en) | High strength wrought magnesium alloys and method for manufacturing the same | |
JP2009249647A (en) | Magnesium alloy excellent in creep characteristics at high temperature, and manufacturing method therefor | |
WO2018088351A1 (en) | Aluminum alloy extruded material | |
RU2699423C1 (en) | Brass for superplastic molding of parts with low residual porosity | |
KR20190000756A (en) | Magnesium alloy sheet having high room temperature formability and high strength and method for fabrication | |
AU2018394138B2 (en) | Aluminium alloy | |
KR101007856B1 (en) | High strength and high ductility magnesium alloy | |
KR101680046B1 (en) | Method for manufacturing high-strength wrought magnesium alloy by conducting aging treatment prior to plastic working and high-strength wrought magnesium alloy manufactured thereby | |
KR20170077886A (en) | High-strength and low-density aluminum-lithium alloy and Preparation method of alloy wrought products using the same | |
KR101252784B1 (en) | Magnesium alloy sheet having high strength and high formability and method for manufacturing the same | |
CN109161767A (en) | A kind of creep-resistant property magnesium alloy of the phase containing W and preparation method thereof | |
RU2449047C1 (en) | Method for obtaining superplastic sheet of high-strength aluminium alloy | |
KR102175426B1 (en) | High strength and high conductivity copper alloy and manufacturing method thereof |