автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Вейниотные превращения при термической обработке свинцовой латуни ЛЦМОС как способ повышения прочности латунных сепараторов буксовых подшипников

, о есер^догкш НАУЧНО-!1ССЛЕД03АТЕЛЬСЮ1й институт кслезнодороенсго транспорта ,

'■'■'.-иг

' На~правах рукописи

'¡ЕРНИНА б1ека владимировна

еейкктные превращения при термической обработке сбикцс50.1 латуни ЛЦ40С как СПОСОБ ГОШПЕНИЯ прочности латунньс< сепаратороз буксозьк щщзшникоз

•у-яшц-нссть 05.16.01 - Иатадловедение и тершческея 'обработка)

Автореферат диссертации на ссискалпз ученой стопегп! кандидата • технических в&ук

(

юсхза 103-1

Работа выполнена во Всероссийском научно-исследовательском институте железнодорожного транспорта.

Научный руководитель - доктор технических наук, 'профессор

БУШЕ Николай Александрович.

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор

.ШТИАУ Всеволод Григорьевич, кандидат технических каук СТРОК Лариса Павловна.

Ведущая организация Всероссийский научно-исследозатедьсккЯ проектно-конструкторский институт подшипниковой птсшшлекности.

Зашита состоится " //" 1994 г. на 'заседании .

диссертационного совета Д 114.01.04 при Всероссийском научном-исследовательском институте железнодорожного| транспорта по адресу: ' 129051, Ьйсква, З-Мытивдкскач ул., д.10, в конферекц-зале института I С иссертащ:ей можно ознакомиться в библиотеке института.

Автореферат разослан

-А^-Д/Й-' 1994 г.

Отзывы на автореферат в двух экземплярах, заверенные гербовой печатью, просим направлять в адрес Совета института.

Учений секретарь диссг^ациорного есвста Л 114.01.С4. .

технических наук З/е&Х&З ■ Понькэва Г. II.

ОЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАЕОГН

АКТУАЛЬНОСТЬ ГО/Ы. Дальнейшее развитие хехеакодорсхного транспорта ставит задачу повышения безопасности движения, а также увеличения долговечности и наделмостн деталей подвижного состава, особенно изготовленных из цветных металлоз из-за их дефицитности и дороговизны.

Сепаратор ш'-тандркчеагого ролиюосго подпмшлка бyicccccro узла вагонов и локомотивов - деталь ответственного Назначения, не-посредстпешю влиякзая на урозень безопасности движения.' При разрушении сепаратора загонного подпипника гсро;;сход;;т перегооз букоо- -coro узла, что требует сстапсвга поезда ео избежании отцепки загона. Разрушение латунного сепаратора «.'с.гет прнзссти таста i: излому nei":ic! ваги/ной оси, а следовательно, к крупен^. Возможно тагее заклинивание колесной перы при выходе :*,з строя сепаратора буксово-

I

го подлипни:-®, локс'.кзтивоз. [ |

Сепаратор - деталь, з стспсм пяЕкопеременнсм нап-

ряженкой сесташии. Уровень пеяряжензз а углах его,' окоа mosst значительно прэситать предел выносливости латуни -Щ-IGC - материала,

1

из которого иггетаализгэтея в кзетондэе время сепаратора цилиндрических ролик-с?.«/ буксозих подсипккков «этодом центробежного литья. Недостаточный уровень усталостной прочности ¡материала обусловлива-.8т преядезременное разрупениэ сепаратороз.

В связи с этим возникает задача повкэенкя прочности и надежности вагонных и локсуотквчух сепаратсроз буксовых подейпнкков. pL-пенне этой задачи, наряду с позьаением уровня безопасности дви-

жении, будет способствовать -чоксмии дорогих и дефицитных цветни;: металлов.

ЦЕЛЬ РАБОТЫ состояла в исследовании механизмов упрочняющей термической обработки латуни ЛЦ40С и изучении возможности ее применения для упрочнения сепараторов буксовых подшипников качения.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА. Предложен способ упрочняющей термической обработки латуни ЛЦ40С. Изучен механизм фазовых превращений, прота-кающих при охлаж.энии сплава в процессе термической обработки. Доказано, что выделение а - фазы при охлаждении в воде происходит по бейнитнсму механизму. Выявлена особенность и предлат.ено объяснение прсгекання бейнитного превращения в свинцовой латуни по сравнению с двойными латунями, Определены оптимальные параметры термической обработки. ! ..

Изучены свойства термообработанного материала, показано повышение ого прочностных, усталостных характеристик к кзкосостойксс-ти.

Проанализированы возможные спгхгабы упрочнения сепараторов буксовых подшипников качения. Доказана перспективность применения упрочняющей термической обработки для повышения их надежности и долговечности.

ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ РАБОТЫ. Определены параметры термической обработки латунных сепараторов буксовых подпипникоа качения ' б производственных условиях. Предложена: технологическая схема изготовления те^моупрочиенных сепараторов; |!а ПО ГПЗ-Е изготовлены опытные партии термоупрочненных сепараторов. Предложенный способ позволяет повысить уиалссткую прочность! и износостойкость сепара-

тороз, а следовательно, га надежность и долговечность.

АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ. Основные результаты работы были доложены и обсуждены на научно-технических советах во ВНИИНТ и ВНИИПП.

По результатам диссертации опубликована 2 статьи и получено г.ололительноэ оссеине на выдачу патента на изобретение.

ОВЪЕЫ РАБОТЫ, Диссертация состоит из введения, 7 глаз, р.нео-дов, списка литературы и приложений. Работа излодена на ¿Г4 страницах, содержит 36 рисунков,.// таблиц. Список использованной литература содердлт 69 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРДАКИЕ PASOTU

ГЛАЗА 1 содержит AHAJBJ3 ЕХШЬТУАТАЦИОКНСЗ НАГРУНЕННОСТЙ И ГОЗ-РЕЦДАО.ОСТИ СЕПАРАТОРОВ ЩОТШДВГЧЕСКПХ РОЛИКСЗНХ ЛеЩИйШИКОЗ.

Проведенные го ВГСШТе исследования пс"Елали, что с-зпаратор вагонного подпишшш является детали, котсргя ргботгэт з слолноы знакопеременной напряженней состоянии. Напряженнее состоять сепаратора определяется динамическим характере« прикладываемых к буксе кортикальных нагрузок.

Предел выносливости латуни ЛЦ4СС, из которой' изготавливаются сепараторы буксовых подетпнлкез з настоящее эреил, составляет 100 !Л1а. Он значительно шоке, чеы вафкксировачже при поездных испытаниях пики а»плнтуд напряг.енг:й в сепараторе, досткгаичке 150 ;.Ша. Следовательно, в настоящее гршя латунный сепаратор буксового г.од-глгпшгка не- сблаneoQr.CKOZzi для бегазар.мной работы уровне:;

усталостно;! прочности.

Наиболее часто встречаЕЗотся Б эксплуатация дефекта;-:;! сепараторов Суке еэгокоз г; л-оксыотзшэз являются трс.~»:-:и разрывы, а тагах- износ центрируадэй поверхности. Соотбэтстбонко, поп разра-оепкг мероприятий по пошзевпй долговечности селаоаюгог буксових подекпиикоз необходимо повышать :sx устаасстяуя гпоч::с-с.:;-. л изно-

гостр-л!'ссгь

ГЛАВА 2. !.'Л1 ЕРИД-Ш К ТЕХНПЛЗГЕЯ »ЗГОГОВЛЕНИЙ СЕПАРА70Г-СЗ ПОД-1СФНКК0В ВЛГШШХ БУКС. Приводится обёср лктерагурчи:: данных по (.: лтср;'.л"ам, пржлгняэма'м дал г.гготоЕлеиня сепараторов поезипникзв к£.чек;;я. Обсужзгятся преимущества и недостатки в нас-

тонцее сремя свинцовой лзгуки ЛЦ40С, а такхе осоЗгкпссг:: тахка-о-гии изгетоадоаия ис кее сепараторов цзнтробэ.тл-^.: л/.тга:.: с посл-ззу-си.сй мйкаги'чоской обработкой, вклзчаацзй' опергшиз хтосорхкзстного упрочкеш:г. углов скоп. . • -•

В ГЛАЕЕ 2 приводится анализ еозмс:;ь*ых способов пойа"аэк»:я долговечности и эксплуатационной нгделпюсти сепараторов аклладрнчес-ких рсл;:коиих буксоаж подс/.п:п:ков. Снххекие дейстзуших на сепаратор калря;г.ени;: зозмехке, кагф'лмер, га счет 1:аменен;:я констру»:ци:: сепаратора и гсего подшипника а целсы, аамэкы латук;: ка материал с кардинально отдкчамциыцся от нее свойствами (модулем упругости, удельным zecou и др.). See эти мероприятия требует проведения пр.-дзарительных ■ тщательных расчетов с прньгененкеы методов математического моделяравакк и выходят га рамки направления настоящей работу. Необходимо такте учитывать нэеосможность з настоящее вреья пс- экона/кие-аким причинам полного перепрофилирования массового пр-гч'зъодстЕа ка подсктшкэвнх гааодах, коренного изменения техно-

joriiи изготовления сепараторов, в частности, с использованием методов обработки металлов давлением.

Металловедческий подход к проблеме упрочнения может быть реализован по следующим направлениям:

1. Улучшение состояния поверхности и упрочнение поверхностных слоев детали, особенно в углах окон.

2. Выбор сплава с более высокими характеристиками усталостной прочности, чей латунь ЛЦ40С.

3. Упрочняющая термическая обработка латуни ЛЦ40С.

Первое направление было разработано Буше H.A., Кононовым А. J!., Ивановым С.Г. и др. и внедрено в технологии изготовления сепараторов вагонных подшипников.

О настоящей работе по вышеуказанным причинам обсуждается воз-мо;шость EL'fopa материала сепараторов в рамках существующей технологии, т.е. при использовании центробежного литья 'заготовок и их

последующей механической обработки. : ,

i

В качестве замени сзкнцозои латуни ранее ВГОШТоы была рекомендована для внедрения латунь марки ЛЦ4СМцЗЗ. Этот сплав, ".меюкугй более высокую стоимость по сравнение о латунью ЛЦ40С, обладает наиболее высоким комплексом прочностных и, что особенно важно, уста-лсстних свойств среди исследованных во ВНИИЖТе литейных латуней.

Однако переход на сегвиноэ изготовление вагонных сепараторов из латуни ЛЦ40МцЗЗ оказался незозмоянкм в условиях реального производства. Прежде зеего, это связано о отсутствием, в необходимом количестве вторичного сырья для ее выплавки, в частности, лсма и Стружи марганцовых латукей из-за ограниченного использования их в отечественной промышленности. Подгяяговка ле имеющегося сырья хе-левоу, иаргалцеи или содергадим:^ их лигатурами с относительно высокими температура;-!;! плавления снезрлесь пзесвмо-ткой из-ca педоо-

- 6 - : •

таточной М01ДК0СТИ металлургических печей. Кроме того, марганцезо-железистал латунь значительно хуле обрабатывается резанием, чем латунь ЛЦ40С, что вызвало затруднения при механической обработке заготовок на подшипниковых заводах. Резко, приблизительно з 5 раз, уменьшилась.стойкость режущчго инструмента, что привело к отказам подшипниковых заводов от этого материала,

Таким образом, возникла необходимость выбора литейной латуни другой марки. В качестве возможного материала в работе рассматри-шшась латунь ЛЦ23А5КЗМц2, шекмдая наиболее высокий среди литейных латуней уровень г эчностных свойств. Изучение структуры потребляемых для se выпуска вторичных ресурсов доказало возможность ее производства в требуемом количество.

Проведенные статические испытания на ралтяжэние покавзли, что латунь ЛЦ23А6йЭ.!ц2 имеет наиболее высокие по сравнению с латунный •ЛЦ40С и ЛЦ40МцЗЖ показатели прочности при достаточном уровне пластичности (cf-Z57.). С целью сравнения пределов выносливости зтнх ■грех ставов, а тачже долговечности в области перегрузок ( по наклону левой ветви кривей усталости) по данным серии усталосчых не- . питаний были построен'! кривые усталости латуней. Испытания проводили пс схеме консольного изгиба с вращением на зеллоровских образцах.

В порлдке возрастания предела выносливости исследуемые сплавы расположились в следуаа'.ег последовательности: ЛЦ4СС ( OÍ¿~lC€ Ша), ЛЦ40МЦ5К ( -135 Ша), ЛЦ23А633Мц2 ( -165 Ша). Ус-талосткая кривая, построенная для латуни ЛД23АВЗ£ЗгЛц2, лежит вьие других кривых, что обеспечивает повит,енную долговечность сплава в области значительных перегрувок, вотречзщихса в эксплуатации.

Однако результата провадонних исследований относятся к оплачу, оодярхацеыу 5еос.Х алюминия. Такой состав сплава, :-сак выяс-

пилось, является оптимальным, т.к. при увеличении содержания алюминия з сплаве выпе 5,5 7. (а по ГОСТ 1020-77 содержание алззмишм в чушковой латуни ЛАКМц макет находиться в пределах 4...7 вес.%) нею додаете я снижение пластичности материала, появление трегпн в отливках. Изучение структуры потребляемого сырья показало невоо-ыохность производства латуки данной марта с ограниченны.1.: верхним пределом содержания алюминия 5,5/..

Таким образом, массовый переход при изготовлении сепараторов на латунь марта ЛЦ23АбЕ2Мц2, а следовательно, и на другую литейную латунь, обла^ас^уд более высокими прочностными и усталостными свойствами, оказался иевозыожшм.

Представлялось перспективным упрочнение серийно применяемого материала латуни ЛЦ40С путем проведения сбгемнс-й термической обработки.

Премму^естзом применения терм:г-;еской обработки зтей латуни пзляется сохранение з структуре сплаза включений ;свпяца, ксторьге улучяавт антифрикционные сзсйстза материала, способствуй® отличной обрлбатыззэузсти рзаакием и сохранения стойкости ¡релуцего инструмента. I

Литейные ¿атунз з прсхлагенноста ае. подвергается упрочкшдей тсришесксй обработка. Для них применяют ааь отяс I рода для снятий напряжений в интервале температур.270.. .ЗСО'С. Как следуэг 7.2 диаграьс^ы состояния", обычные для цветных кеталлоз способы тер-иичесгай обработки (закалю с последущги старением, гетерегекизи-руюций отдиг и др.) для латуни иеэ-йекткгпы.

Однако изз-зстко, что в медных сплавах возможно протекание фазовых превращение по мартенситноыу и бейнигксыу механизмам. В процессе подобных превращений кардинально изменяется микроструктура, субструктура материала, а следовательно,'и его свойства.

- 8 - . • В связи с этим, в работе рассматривается возможность применения для упрочнения латуни ЛЦ40С объемной термической обработки, в ходе которой происходят фазовые превращения, изменяющие структуру сплава, по ыартенситному или бейнитному механизму.

В ГЛАВЕ 4 исследованы МЕХАНИЗМЫ УПРОЧНЯЮЩЕЙ ТЕРШЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ЛАТУ1 ЛЦ40С.

Представлен обзор литература по мартенситным и бейнитным превращениям, протекающим в латунях.

Поскольку в главах с содержанием цинка свыше 38 Еес.1 температура начала мартенситного превращения Мн ниже 0*С, то чисто мар-тенситное превращение в латунях при закалке невозможно. Бейнитный распад в 1.;едно- цинковых сплавах наблюдается при отжиге предварительно закаленной фазы в интервале температур 250.. .100* С.

Для изучения процесса термической обработки латуни ЛЦ40С был взят сплав, содзржащий Си - 59,11; РЬ - 0,85Х; 2л - остальное. Сплав находился ? литом состоянии, микроструктура,его представляла

■ I :

смесь дендритоь а- и - фаз. | ;

Известно, что в медно- цинковых сплавах^- фаза может быть зафиксирована при комнатной температуре в широком диапазоне концент-_ а I

рцпй цинка от 38 до Бб вес.1 путем проведения закалки с температур стабильного однофазного состояния^ фазы¡в соответствии с диаграммой сагоянип Си - гл. !

1 I

Исследуемый сплав поело выдержки при температуре 800*0 в температурной области существования в однофазном состоянии р - фазы ■ был подвергнут закалке в году с целью зафиксировать р - фазу при

I

комнатной температуре. Премя выдержки при 600 С выбиралось таким ейразом, чтобы растворение а - фазы успевало произойти поляоетьп.

I |

Однако, вопреки сжиданкм, зафиксировать !при комнатной температуре

- д - ■ ;

высокотемпературнуюр- фазу не удалось. Структура сплава резко измельчилась по сравнению с исходной литой струтурой, представляя собой дисперсную с*есь двух фаз. ;

Таким образом, в процессе закалочного охлаждения произошел распад /5 - фазы.

Для исключения влияния неравновесности литого состояния сплава на происходящие при быстром охлаждении процессы непосредственно перед вакалкой вводили операция гомогеяио&цясияого отжига. Проведение предварительной гомогенизации при 850сС в течение 24 часов не изменило картину протекания распада р - фазы при охлаждении в воде с 800*С. I

В получаемой структуре исжно различить очертания бывших, существовавших при 800'с,р - зерен, претерпевших в дальнейшем распад в процессе охлолдения. По границам наследственных <?- зерен наблюдаются прослойки фазы, которая была идентифицирована как а - фаза.

Микроструктура сплава, полученная после охлаждения в воде3является гораздо более предпочтительной о точки зрения возможности ее получений в материале, из которого изготавливаются сепараторы

I !

буксовых подшипников качения. '

Поэтому представляет интерес изучение механизма и кинетики распада 5- фазы при охлаждении для получения измельченной структу-

^ | I

ры латуни ЛЦ40С.

При больпих увеличениях в световом микроскоп* еидно, что при распадер- фазы происходит образование ориентированных пластин а -

фазы. Одинаковая ориентация пластин сохраняется а пределах одного

: I

бывшего А- зерна и различается при переходе от одного зерна к дру-

! .

тому. Появление подобной ориентированной структуры наводит на

мысль о том, что механизм распада й- фасы не является чисто диффу-

1 I

зионтлл, но включает е себя еце п сдвиговый компонент перестройки

решетки. Наблюдаемая же сеярь ориентировки а - пластин по отксле-шяо к ориентации решетки исходной;- матрицы подтверждает зто предположение.

Для прямого доказательства участия сдвигового механизма, перестройки кристаллической решетки в проходящем поп охлаждении з воде фазовом проврацвиии образцы литого сплава после ана&огичкой выдержи и бОО^С охлаждались с уеньгачми скоростями на воздухе и с печью. При таких скоростях диффузионные процессы при охлаждении успевают произойти в гораздо большей степени, а в случае охлаждения о печью достигается фазовое состояние, близкое к разновесному. F этих случаях ориентированного роста пластин а - фазы н измельчения структуры не наблюдается. В процессе такого сравнительно медленного охлаждения происходит обычное диффуаиокнное перераспределение атомов цинка и меди, в результате которого изр- фазы выделяется при охлатдении а - фаз£. в соответствии с линиями ограниченной растворимости на диаграмме состояния.'

образом, ясно, что изучаемое презрадение происходит в

i

латуни ЛЦ40С в процессе охлаждения с 800'С при скоростях охлаждения, превышающих некоторое критическое значение, Еыле которого протекание диффузионных процессов в определенной мере затруднено. Следовательно, у.еуанизм фазовых превращений при распаде р - фазы не является чисто диффузионным.

Микроструктуру сил,аза после тгрьмческой обработки мсгдо качественно охарактеризовать как мартеьоитоподобную. Но поскольку изучаемое превращение при охлаждении б воде по чисто сдвиговому м:-нзкисну протекать не люкет, то в данном случае :.<сг;но предположить протекзггле процесса по бзйгагксму механизму. аахчгтзиу в се-5я т'-ак диффузионный, так и сдчаговш'1 механизмы.

:-ентгечовсккй фазовый аналиь показал наличие в сплаве после

проведения термической обработки двух фаз: ^ к 3 . Отсутствие дополнительных линий, свойственных мартенситу, свидетельствует о протекании и значительной иере лрсцессоз диффузии.

3 отличие от двойных летучей, бейкпнс-э превращение н слинцо-вей латун:: ЛЦ40С успевает произойти угкз в процессе закалочного охлаждения :: не трзбуот для своего протечзаия применения дзухстадий-кой термической обработки, вкоочаоцей закатку для • 6и;;сжрова1;кя при ¡-емнатной температуре высокотемпературной р-фазы 55 последующий отжиг для протекачта процесса ее кзогердягческого распада. Именно таким образен прокисает распад р - фазы по бейнитас'г/ механизму з ь дмгйксм лат/:;:: Л59, отлггагвдэйся от латуки .¡Щ40С отсутствием а * ее составе езяяиа. Отсода следует, что ускореннее прэтенгзние бэй-ниткого разпзда з латуни ЛЦ400 связано о кал;гчкем з зтом сплаве свинца. ■

йззгетко, что .з присутствия сзаэдз увелич^азгея скорость ди4Фуз:«' цкзка в латуни. По даянш Гэрщзгасека й;згучп принеси свинца, ссстазллгщие 0,13; 0,79; 3,55 гес.й, угеА.'г-гйзгст когбзицн-знт дкф$угии до в латупя соотзетсгвекао з . 5, 7 12 раз,

пратагчег:-.:: но згу.ля на пэдилну теялохи'!.Е.

Тггап« сграасл;, з сзиецэеоЗ латуни диф§угпя при скорсс-?.-.;< охлагдепнл, ссотзгтстзуЕщ:« охлагденка в воде, -полнсстьэ не псдзЕлязтсп з успевает проходить в процессе аакалечнего склагде-ккп. ;-•<? ::оди екгзызазтея подавленней так::;! •ергдтлтегьпо

схлггдэпнем. Следовательно, ргалигугтел пгсЗхсдхг-ЗЭ дся прстекгзал бейхстяого превращения условна, при когср:л< дкйугпоя-кся по22:у^ссть гтеет одного ¡ааятонента (з кетам схучго, цинка) значительно д^гэ, "ей другого (мэд:«). ' 1 '

Указаннпл ссо-Зсп:сс?5 прсте;г'лн1 Сэйнптксго преллащ^ннл ? сзишхсес;'; латуки сЗлег-"-? регдггзегя данного -гшз. тэрхгсс-сягй об-

- 12 - ' . . работки в производственных "словиях, упрощая технологический процесс и уменьшая затраты на ее проведение.

Для решения вопроса о целесообразности применения описанного способа термической обработки для упрочнения латунных сепараторов буксовых подшипников необходимо оценить, стабильность полученной структуры и свойств термообработанного сплава.

Поел относительно быстрого охлаждения в воде сплав находится в метастабильном состоянии. Переход сплава в Солее стабильное сос-тог.ние с меньшей свободной' энергией возможен при преодолении некоторого энергетического барьера. В случае материала для сепараторов буксовых подшипников дополнительную энергии сплав может получить при его термической активации, т.к. в процессе эксплуатации возможны кратковременные перегревы буксового подшипника до 70...90"С Образцы из латуни ЛЦ40С с исходной твердостью в литом сотоя-нии НВ 90 были подвергнуты охлаждению в воде с 800*С. После проведения термообработки твердость выросла до НВ 140. Затем образцы Еудер- лвапись в печи при 100'С в течение ,Б00 часов. Периодически з процессе выдержки контролировались изменения микроструктуры материала и его твердости по Бринелю. | ■

Никаких изменении обнаружена не бьшЗ. Следовательно, можно не опасаться снижения прочностных свойсте термообработанного сепаратора при кратковременных перегревах буксового узла в процессе экс-

,1 ) .

плуатации, а также при нагревах заготсЕОК в процессе механической обработки на подшиптдювом заводе. | ■ ;

Проведено такте исследование изменения свойств и структуры термсобрабстанного сплава и при более высоких температурах нагрева. Для этого иосле охлаждения в воде о 800*0 образцы отжигетась в

i - % , ' ' I

печи при температурах 200. ..7С0* С в течение 1 часа. !

£ыло оСнаружзно, чте заметнее разупрочнение сплава начинается

- i ' ! i (

- 13 - ;

с температуры ЗЗО^С, а затем прогрессивно нарастает. При этом микроструктур:} сплава укрупняется, выделения а - фазы приобретают бо-леи раыюоепую (1орну.

Известно, что существенные скорости протекания диффузионных пг-оцросов наблюдаются при температурах, прэвышгвоцц« О.ЗТпл. Это означает, что для исследуемой латуни получаемая при охлаждении в ьоде мартснситоподобиая структура рудет стабильна приблизительно до температуры 300 * С, что и наблюдалось экспериментально.

Тем не менее, дане после отжига при 700 * С твердость сплава

превышает исходную твердость в литом состоянии. Это езидетельству-

} ,

ет о том, что внутри а - фазы ».¡елась повышенная концентрация дефектов кристаллической решетки, обусловливающих дополнительное упрочнение сплава. Их плотность после проведения оттагов не уменьшается до плотности в литом сотояюга. |

Кроме того, последупцие агектронномикроскопичесниэ исследования выявили и другие факторы, способствующие повышении прочности сплава после проведении термичесг-о:'; обработки. )

■ I

Наличие выделений а - фазы а р - фазе в виде тонких пластин, различимых только под злектронкнм шсфссхопом, пр:еодит к дополнительному упрочнения сплава га счет торыо^еюгя дислокаций на мед: 1

фазных границах. Пластины а - фазы имеют,' как прямые, так и изогнутые границы,свидетельствуюцие о протекании'диффузии з значительной иере. ■

Кроме того, по границам а - фазы наблюдается; дисперсные выделения избыточных фаз, вдентг^рицировать которые не удалось. Подоб-

I

ггыми фазами могут быть выделеннл свинца по граччцам зерен. Ультра^ дисперсные выделения по мекфазнкм границам ь;огут ' вносить дополнительный вклад в упрочнение сплаза при термической обработке.,

Анализ дифракционного контраста показывает налти?, нкогочис-

- 14 - ; . .

ленных плоских дефектов з плотинах а - фазы. Об этом свидетельствует та!осе тонкая структура электронограммы, снятой с участка а -фазы и содержащей тяжи, проходящие через узлы обратной решетки. Наличие многочисленных дефектов упаковки является характерным длг» пластин бейнитной а - фазы в латунях. Дефекты упаковки, тормозя движение дислокаций, также способствуют упрочнению сплаза.

Элек/./энно-мдароскопические исследования позволили выявить также кристаллографические характеристики изучаемого р —«^-превращения.

Бейнитным превращениям, тагае как и некотопым другим типам Фазовых .превращений, несмотря на различие их кинетики, могут быть свойственны кристаллографические особенности мартенситиых превращений. Теория кристаллографам мартене/,т;шх превращений применша-не только к бездиффузионным, но и к более широкому классу превращений, которые характеризуются одни.« обруш свойством: вс всех таких превращениях, по крайней мере, для атомов некоторых компонентов с^иава, тепловей анергии для обеспечения за Еремя превращения миграции атомоз на расстояния, превышающее межатомные, не достаточно. Наоборот, при превращениях, для протекании которых требуется перенос атомов на расстояния больше межатомных, к в которых ато-ьсех компонентов имеют примерно одинаковую диффузионную г.одьиж,-ность, изменений кристаллографических ¡особенностей, характерных для мартенеятних превращений, ни наблюдается, т.к. в этом случае сопряжение реиоток и связанная с н>ш упругая энергия компенсируются путем миграции атомов.

В рассматриваемой сдвиговой перестройке рестет/л при•»¿-превращении в латуни соответствующие осевые единицы в ОЦК ^ -' мгтрице и с ГЦК а - пластинах осязаны друг с другом общим соответствием решеток, которое характеризуется тем, что в четыре элементарные

- 15 - , I - ' ; '

ячейки ОЦК 5 - матрицы вписывается гранецентрировакная тетраго-1

нальмая ячейка а - Лазы. ; 1 !

Основными кристаллографическими характеристиками превращения являются ориентационные соотнесения между реиэтками двух фаз, а такие кристаллографические индексы плоскости габитуса. Выявлены следующие ориентационные ссотнопенияиеяду репеткаыи а и ^ фаз в т'?р!.:ообьаботанном сплаве :

(001 ^ )] (П0); 1001 ^ Ц [010^1

Полученные ориентационыые соотношения являются характерными

для выделяющихся из^-фазы а-пластин бейнита при изотермическом от-

диге латуней. I

Установленные миллерозскис индексы габитусной 'плоскости

(

i~.ll.12},) хорошо согласуется с известными индексами габитусной— г ;

плоскости при сдвигсзом мартенситком и при бейнитнЬи превращениях в сплавах Си - 1п н Си - 7л - РЬ.

Совпадение полученных з зкоперкмепте крксталлограЗяиеских соотношений мелду реы-этками о'. р. фаз о известны:.!»! по литературным дачным соотношениям!! является доказательством протекания распада р,- Фазы при охлаждении по механизму, зклнчаа'дему сдвиговый компонент перестройки решетки ОЦК —" ГЦК и исключающему диффузию, по

крайней мере, одного компонента сплава на расстояния, превышающие .

!

межатомные. 1 !

Ьило проведено изучение влияния вреи ры нагрева на протекание распада £ - фазы' при охлаждении.

Время Еыдерхки сплава з температурной ^- области определяет полноту протекание, процесса растворения а - фазы в ^ - фазе и составляет для образцов, вырезанных из перегородок сепараторсз, приблизительно Ю мин.

¿■ш Еыдегякк и тсыперату-

I

Необходимо отметить, что прк уменьшении времени выдержки при ОООС (до 3 минут) присутствие в структуре кедораотзоопвшейся а -фаги lie сдерживает протекаыгя распада J - фазы при последующем охлаждении в воде ( в отличие, например, от сР- фазы в алюминиевых бронзах.

Верхний температурный предел катрена сплава ограничивается его температурой солидуса (приблизительно 902*С) Однако нагрев до относительно высоких гомператор б пределах^- области также КеЖеЛЗ-ТеЛЭ.4.

При ох.таждепии сплаза в воде с 850*С структура его несколь га огрубляется по сразкеига со структурой сглаза, охлажденного с температуры 800 'С, увеличивается мзжпластиночное расстояние. Тем не менее, эта микроструктура остается лачестзепна прежней, сохраняя мартекситоподсЗкно черты, что свидетельствует о протекании процессов распада J> 'Фазы по качественно такому же механизму, что и при охлаждении о БОС * С. . "

Подобный результат узкет бить объяснен следящим образом. Вклад различных составляют»: превращения, диффузионной и сдвиговой будет размгчен при разных температурах нагрева. Наличие позшзеаной концентрации вакансии при к.'оог.и;: температурах облегчает протекание диффузионных процессов. Поэтому вклад диффузии з превращение в сплаве с более высокой концентрацией вакансий при распаде р - фазы возрастает, что соответствует литературно данный, согласно которым рост пластик бейнита в ширину контролируется диффузионными ьроцессами. Кроме того,. установлено, что бейнитаык распад JJ- фазы при быстром охлаждении свинцовой латуни : имеет место, начиная с температуры приблизительно 000'С. Следовательно, время роста а -пластин при распадефаза при охлаждении 'с температуры В5С* С Сольие,:' .-»ом при охлаждении о температуры 800 С, а для тонкошэс-

- 17 - :

тинчатых выделений изЕестна параболическая зависимость толщины выделений от продолжительности их роста. Поэтому толщина ¿ластил а-фазы больше при охлаждении с 8£0*С. ¡ \ 1

При понижении температуры нагрева сплава до 760.,.700*0 и переходе на нагрев в двухфазную (atj>) - область структура сплава кардинально меняется по сравнению с наблмдаемой: ранее.; Структура сплава после охлаждения в воде с этих температур состоит из иета-стабильной jj- фазы и недорастворизшейся а - фазы, т.к. согласно диаграмме состояния, полного растворения а - фазы при этих температурах не происходит. Подобная картина i наблюдается при обычной закалке, фиксирующей при комнатной температуре высокотемпературное состояние сплава. Таким обрагом, в данном случае удалось избежать распада^- фазы при охлаждении и зафиксировать ее при комнатной

температуре. ' ■ '

' • -i' ' ' Отсюда следует, что температура 800 С является нижним температурным пределом нагрева сплава для реализации распада^- фазы при последующем охланденки. j 1

Рассмотрены воаможиые варианты объяснения факта протекания распада р - фазы только после охлаждении, с температур выше 600" С.

Во-первых, можно предположить, что "наличие избыточной а - фазы при температурах нагрева ниже 800* cjjvoae* тормозить процесс

распада R- фазы, создавая поля упругих нрпряяений'. Однако этот ваг

i J i

риант не может быть принят, т.к. превращение наблюдалось и-в' случае присутствии а - фазы по другой причине, а именно, при малом времени выдержки при 8С0*С, не достаточно« ^для поганого растворения

а - фазы в соответствии о диаграммой состояния. Í .■ i•

! i . Более реален втсрсй вариант объяснения. Очевидно, сам распад

р - фагы при охлаждении со скоростями, сЬотагтагз^гщкми !охдахрент'

в воде, происходит при температурах выше' воо'с. Причем это превра-

ще-ние наблюдается на образцах, п/еадих различны? геометрические размеры, т.е. охлаеденних с рызлпчшс.к скорэстамк, нахо-я.циггися в некотором диапазоне. Мо.чшо предположить, что именно при температуре приблизительно 800" С находится для латуни данной мор»-: мис кинетической О - крягэй бейнитксго распада, сильно едзшгутой влево но сразвенко с двойными льтукг.ыг.. Эта гиавленнг.- особенность свинцовой лгэ-уки к обеспечивает протекание распада g, - базы по бэйкит-ному механизм пр:: охлаждены:: л исслсдозаннси диапазоне скоростей охлаждения.

Известно, что оасла; р- фаза пр:: гзатериическгм от.хиге двойных латуней протекает при температурах 2БЗ.. .¿00*С, вблив;; которых находится к'ыс ки;:ет;:чг-:ои С - кривой. Учкжгай глкнпкз свинца, можно пс::пть, почему з пвит.цовой латун:: гсзиогно прззепаякз бек-нитиого превращения при более bkco¡3íx температурах.

Для прэтопЕЛ-ля презрацгкля по бейякткому механизм необходимо достиг.еьис> 7Г-С:м степеней п-зргохлгкдения, ' при которых ■ выделение а - сазы не происходить чисто днффузнокпыт путей, однако

дифФузиэкчЕЯ подв.-таость одного кз компонентов сплава в то se время дол^зга оставаться достаточной. При калгч'.п* в сплаве свинца, резко ускыз.чкыего дпбфувга цпкгы:, на требуется достижения та-г/ыс высоких степеней перэохлахдекыл при схлагде;:::;: сплава, в двойных латунгх. Подивите диффуэкз ¡¿еди удается в процесс 2 быстрого охлаждения, по, благодаря ъхеяпха езмнпд, диффузионная подвижность атоиов цинка остается все еце достаточной для даффувкоккого перераспределения атомов цинка, длл стЕода его атомовi из сбразузсися на начальном - зтате по сдв;;говп!.г/ v.3);aiiHoisy пластин а - сазы, что необходимо для гх, дальнейшего роста.

Следует отыетпть, что np:-:yossrr&2bF.ü »: сйсуядземсу/ ццду тер-мзизскоС „бргЗогк;: созеры?ы;:о некорректно употребло::;:з терьяка

"з чалка", т.ч. сукиосгь термосбрсЗэтхи з дазкси случае ::е сесдкт-

СЯ ' I íj IlKCHpGBaKk. j при KCí.íKaTHo/r текдердтуре гнипокоте.^перзтурной фаои пли к мартеиситксму превращения, лротехгкг.эиу при быстром охлаждении, что мсхет пссисхсдить пел обычней aaríssKO сплавов, В

¡

данном случай з процессе йхлаудекил сплава необходимо дссткамшэ определенных. дозсськс высоких, скоростей охлатдеа::.- для подавления чисто дй^узкоиного тзделения а - фазы ;:зФ"у. В то ;:-:э время при охлаждении с сче:«ь высокими сксрзстякя, когда йсз диффузи--синие процессы б сплаве окагиззятся полпсстьз подавлек;:к^и, протекание распада - фаги станет, сяогядяо, tsícís невегагге-ши.

i»

Глава 5 "Определение оптанальзих ре:::н!.-:оз распада ¡5- фазы пос-iíaEéim чолйчеотвекнаг/ определении диапазона скоростей охлатденпя, при которых происходит Сейндтьо-з превращение в свинцовой латуки лц.юс.

Кинетика ncoxs;ta¡i;:n Сейкнтного распада нс.т.зт быть описала С -кривыми начала и окончания превращении. 3 соответствии о вккп при высоких скоростях охлаждения, начиная с некоторой' критически скорости Vk, распад J- фазы протекать :-:е будет, и при кецнатнон температуре будет зафиксирована высокотемпературна! мотзетайнлькан фаза.

При относительно малых скоростях охлаждении,' hí-ж некоторой критической скорости Va, пдДл-здаетс^ выделение а - фаз« из Д- фазы диффузионным nyri'M, что у, наблюдалось ранее при охлаждении образ-:;ов с BCD' С на-воздухе или с лечьи.

Чом же обусловлена величина критических скоростей 7н и Ук ?

í:p,i дозтжеьи« скоростей охлаждения WJ33 некоторой крптичес-кон для дачного материала скорости 7;i диффузия одного ¡элемента, з назем случае цинка, имеющего больший ¡согффпгнона диффузии, мо.чет

- го -

протекать еще достаточно интенсивно. Диффузия же другого элемента, меди, уже начинает подавляться при достижении таких относительно высоких скоростей охлаждения. Поэтому обычное диффузионное выделение а - фазы затрудняется, реализуются необходимые условия для протекания бейнитного распада.

При дальнейшем увеличении скорости охлаждения диффузия цинка начинает проходить с затруднением, а начиная с некоторой скорости Yx, полностью подавляется. Это делает невозможным протекания бейнитного превращения, включагщего в себя обязательный диффузионный юшюкент.

Т.к. в латуяи ЛЦ40С бейнитный распад происходит уже в процессе охлаждения образца ь воде, то для изучения параметров превращения было решено использсгагь разработанный в ИМЕТе им. А.А. Байко-ва РАН метод производного термического анализа с применением высоких скоростей охлаждения.

Образцы из латуни ЛЦ40С охлаждались со скоростями 0,1...300 град/сэх. lía. кривых зависимости скорости охлаждения от температуры образца отмечазптся три характерных перегиба.

Первый перегиб соответствует кристаллизации Ьвинца при темпе- • ратура 325 - 330' С, второй относится к процессу упорядочения ^ -Лазы при 455 - 460"С. Третий перегиб находится при температурах около 800*С и соответствует выделению а - фазы кг j> - фазы. Именно этот процесс к является предметом настоящего исследования.

Микроструктура образцов, охлажденных о ВСО'С со скоростями, меньшими 20 град/сек, и со скоростями в диапазоне 20 ... 300 град/сек, резко различалась. !

3 первом случае при медленном охлаждении происходило обычное выделение а - фазы, контролируемое диффузией. При более быстром охлаждена структура имела характерный мартенситоподсбный вид,

свидетельствующий об изменении механизма выделения а - фазы из ^ -фазы и переходу от чисто диффузионного к беинитному | механизму превращения, включающему сдвиговый компонент перестройки' репетки.

С увеличением скорости охлаждения в диапазоне 20...300 град/сек величина перегиба на кривой зависимости скорости охлаждения от температуры образца уменьшается. Микроструктура сплава, постепенно измельчается, однако :<ачественно1 не меняется, | оставаясь мартенситоподобной. Это свидетельствует о неизменности механизма превращения з этом диапазоне скоростей. : !

Очевидно, с увеличением скорости охлаждения сплава 'непосредственный вклад диффузии в ход бейнитного превращения уменьшатся. Диффузионные процессы, как известно, регулируют рост пластин а -фазы в сирину. Этот факт хоросо подтвердился экспериментально: толщина пластин а - фазь. о увеличением скорости охлаждения уменьшается, структура сплава измельчается.

Полностью подавить распад высокотемпературнойфазы и зафиксировать ее при комнаткой температуре: удалось при охлаждении со скоростью приблизительно равной 400 град/'сек. ! •

Таким образом, экспериментально подтверждено, что распад происходит в некотором .диапазоне скоростей !| охлатденкя, который для латуни ЛЦ40С составляет 20.. .300 град/с^, а также то, что бейнит-ное превращение в этой латуни происходи?! при температурах не ниже 800 ' С. |

I |

Все эти данные являются еще одним доказательством;протекания

превращения при-охлаждении свинцовой латуни по Се'йнитноыу механиз-

I I

му. I I ,

' 1

Необходимо отметить, что измеренный диапазон1 скоростей охлаж-

• I

дения соотвеотвует технологическим скоростям охлаждения, достигаемым при закалке в воду. Широта этого диапазона свидетельствует о

том, что подобной термической обработке могут подвергаться детали ив латуни ЛЦ40С, имехцие геометрические размеры, различающиеся е достаточно больших пределах. В то же время столь широкий интервал скоростей охлаждения обусловливает простоту проведения этого вида термической обработки в производственны', условиях.

В главе 6 "Изменение механических сеойств латуни ЛЦ40С после термической обработки" представлены результаты суавнигельиыхх испытаний сплава з литом и терчосбработанком состояниях (табл. 1).

Таблица 1.

Изменение механически?, свойств латуки ЛЦ4СС.

Состояние сплава Характеристика литое термообрайотанное

Предел прочности V; , ffia SSO -135

Предел теь-учесги Ша 145 240

Л ;

Относител!кое удлинение .40

Относительное сужение у,Z 40 20

Ударная вязкость КСУ, 0,9 1,8

Твердость по Бринели 118,кГ/мм 85 145

После проведения термообработки пебяздеятся существенное по-Еыление предела прочности и особенно предала текучести спл'аза. Такое упрочнение связано'¡;ак с общим измельчением структуры материала, увеличением протяженности межфаз.чьк границ, так и с увеличена-

- 23 - ;

см числа дефектов упаковки в а - фазе, наличием тонких пластин а -фа:<и в р - фаз«, и дисперсных выделений езикпа или друг?ос фаз на мм'-фазних границах.

Для имитации перегреза буксы образцы после термообработки вы-д»'рликали в лечи при. 100ЛС а течение БСО часов. ¡Тосл?духлдие испытания показали отсутствие изменений коханччесгзкс свойств после такой ЕЫД^рлкИ.

Били построена усталостные кривые латуки Щ4ПС з литом и тер! с обработан нем состояниях. Предел зкассливостз сплгза после термической сбрабсгкии составляет ICS ?Л1а, что превышает аналогичное значение для той же латуни з литом состоянии (100 МПа), практически совпадает с величиной предела выносливости латуни ЛЦ40КцЗЗ, по уступает этому значения для латуки ЛЦ23А5Г£.Мц2.

Однако левая часть кривей усталости териообрдботанкой латуни ЛД-10С лехит выше, чем у кривой, построенной для наиболее прочной литейной латуни ЛЦ23АбЕЗ.Мц2, и значительно зкзе, чей у кривых, построенных для латуней других »арок в л1!том состоянии. Зго указывает, на большую долговечность термообрнботаннон латуни ЛЦ400 по сравнения с остальными материалами з зоне возможных перегрузок.

Для сравнительной оценки чувствительности материала к концентрации напряжений в литом и термообраЗотакном состояниях, были проведены усталостные испытания на образцах ■ с V - образной еыточюзй. После термической обработки сплав имеет меньшую чувствительность к концентрации напряжений, чей литой материал. Образцы с надрезом з термообработаннем состоянии имеет значительно более высокий уровень усталостной прочности, по сравнении с гладкими образцам:; в литом состоянии. . .

Таким образом, усталостные характеристики латуки ЛЦ4С0 повышаются после термической обработки и нэ усту.:аят свойствам более

- 24 -

прочных литейных латуней других марок.

Испытании на износ, проведенные на ыашне трения типа шпиндель в паре со сталью 3, а также испытания в паре,со сталью ШК15 показали, что износостойкость материала после термичеасой ойработки возрастает в 1.5...1.7 раза.

Глава 7. "Разработка технологии изготовления опытной партии термоупрочненных сепараторов на подшипниковых заводах". Отработка технологических параметров изготовления термоупрочненных сепарато-оов вагонных подшипников проводилась в производственных условиях ПО ГПЯ-8.

Рассматривались следуадие варианты технологически схем:

1. Центробежное литье — охлаждение непосредственно вынутой из центробежной мааикы заготовка! в воде— механическая обработка.

2. Центробекное литье— д,ве токарные обработки —упрочкптадя термическая обработка — окончательная механическая обработка.

3. Цоктрсбегкное литье - упрочняххдая тер;сгчес;-зк обработку заготовки - механическая обработка.

Первый вариант оказался непригодным, т.к. температура вшгуто;! из центробежной ыазины заготовки (700.. .740* С) оказываете? шке температуры начала байнитного превращения (Вз - 600"С) для латуни ЛЦ40С. Соотзетотвенно бейнитнык распад j5 - фазы не происходит.

При рассмотрении Еторого варианта технологической схемы учитывалось, что проведение термообработки после первых гасаркых обработок позволило бы уменьшить время нахозденг-л заготовок в печи, что повысило производительность процесса , уменьшало бы зпарго-эатраты, а та'ке привело бы к охлаждения заготовки с больсей скоростью. ,0дна;со приблизительно 20 Z обработанных по тадаг/ режиму заготовок оказались бракованными по кооо5лг:гсз, для придотЕргткхя

»'.-оогсдглэ -прсподспиз схлсг^огет гггсгонок з с па анальных

Третий вариант оказался наиболее удозл-зтаоратедькыи. Олтп-M-ai.ii.j-.' £1.<;м>: нахсхдення затстопо;: з печи при £СО*С ссзтагкга 3015 •лш. Коробления мёсси&кш дйтух злтотсло!; не наблюдалось, ~сл псо-л.'Дулдазя иехлшпе-ег-тл сСраЗсугл презла Ос-о замечай:-.:}.

Мгхгнггсгсгаг езойетт с5р£8псз, гурезазья-'х из горизупро-:пск-.хп.-.гл: ороч соответствует упазл:;:?.:" п таол.1.

Л-¡я опенки усталостных с.'сйстз ."иг/зуг.'яг.я сл^тнал лэртнл се-п.-.рйтс.адь нагонных буксг.гах сил:; пед'лёррну^а пепитаии-

л'л н:1 ?.::£рлс-:опдэ, н^птир'/^-!:.; услог:*.;: ггЗзси сздератссз в згхплу-

Кс.:т!,'та.ч;:я, "шьэдйн:::::? ;.;•:; усппргнп:; 100

лс.кагч-лч позш&киуз усталостную долхтлочгаоть гвр«оупрс«иеЕНьХ сз--п-ллплроз по ергапе::йй с ггзгог<:•. по ср<..-:ксй гзхкогсг:»:.

1. Предложен новый способ уярочнпкцей термической обработки свинцовой латуни Щ^.ОС, ггкивчгаццйея з.нагрезз сплава до та-глера-туры шве ВОО'С и последуете охзазденкк; з воде, 3 результата проведения такси термообработки структура сплава резка измельчгатса, оставаясь стабильной при ¡фаткозрекоккьи; иагрегах: до 200 е О.

Исследован механизм ?азовых превращений з латуни ЛЦ40С прл охлаждении в годе из температурной области суеестззозгяиа - ¿азу. Доказано, что распад <5ааы я выделение] из нее а- £ага происходит по б.гйнитнему механизму, 2ктчзиг,ему сдвиговый л дйЙузкокйцЗ компоненты. : ;

- S5 -

3. Определена температурная область нагреьа сплава, при охлаждении иа которой происходит распад р - фазы по Сейнитному механизму. При нагреве сплава до температур н»ссе ВСО'С при охлаждении в воде происходит saiçasKa с фиксированием при комнатной температуре высокотемпературной j> - фазы. Распад J,- фазы нгЛводается при температурах euss 800* С.

4. Изучена кинетика Оейнитного распада при охлаждении. Зкспе-риментально определен интервал скоростей охлаждения сзинцоеой латуни, составивший 20...300 град/с, при которых происходит бейнит-иый распад jï, - фазы. При скоростях охлаждения ниже 20 град/с выделение а - фазы происходит диффуакокта! путем. При охлаждении со скоростями зызе £Ш град/с диффузионные процессы оказывается полностью подавленными, развитие бекнитного превращения становится невозможным, высокотемпературное состояние сплаБа_фиксируется при комнатной температуре. |

б. Определены кристаллографические харасгеркстиккпревращения при охлаждении. Выявлены следующие ориектагкокные соотно- -пения между кристаллическим:: решетками a i:Ji

(OQl)a !\(liO)p [0013 a || СОЮЗр

Циллеровскпо ы^сжи габнтусной плоскости - \Н. И. .

Совладение крксталлографиесккх соотнесений между ресеткамк а- и Ь- фаз с известными по литературным данным соотношениями при мартенситных и оейнптных превращена?: в латунях является доказательством протекания распада Ь- фазы при охлаждении по механизму, включающему сдвиговуп компоненту перестройки реаетки ОДК — ГЦК и ;:сключа'ощсму диффузии, по крайней мере, одного компонента сплава, на расстояния, превышающие межатомные.

6. ,Цано оЗьясненпе выявленный особенностей протакакия Сейш:?-

него превращения а свинцовой латуни, в которых:мыс кинетической С кривой оказывается сдвинутым влево по сравнению с двойными л'а-тунями. Поэтому, в отлнчиэ от дзойных латуней, превращение успевает произойти уже в процессе быстрого охлаждения и нэ требует для своего протекания применения двухстадийной термической обработки, ьключгопщей закалку для фиксирования при комнатной температуре высокотемпературной £ фазы и последующи отжиг для протекания ее 1

изотермического распада.

При наличии в сплаве евннца, резко ускоряющего диффузию цинка, диффузия меди оказывается подавленной при достаточно быстром

I

охлаждении, тогда как диффузионная подвижность атомов цинка остается еще нэ достаточно высоком урозне. Следовательно, реализуются миооходимые для протекания превращения по бейниткому механизму условия, при которых диффузионная подзкжность атомов одного кемпо-

»

нента ( наие« случае, цинка) значительно визе, чем другого (меди).

Кроме того, превращение происходит при более; высоких темпера-' турах, чем в двойных латукях (250...400"С), т.к.для получения необходимых условий протекания бейкитного превращения при охлаждении не требуется достижения таких высоких степеней переохлаждения.

V. Показано, что после проведения 1 предложенной терм-веской

I i

обработки наблюдается повышение предела прочности' и особенно предела текучести и твердости сплава (более, чем з 1.5 раза). Возрастает также предел выносливости материала ( на 20.i. .35Z), а- также его долговечность з области перегрузок. Такое упрочнение ев я гаю

I I

как с сбиты измельчением структуры материала, увеличением прогя-

; t

хенности межфазкых границ, так р с увеличением числа дефектов упаковки в а - фазе, нашпием тонких пластин -а - фагы Eß- фазе и дисперсных выделений свинца или других фаз на 1«жфазных границах.

8. Износостойкость термообработаннсго стаза з режиме сухого

- 23 -

трения в паре со сталью уведичиаагтся в 1.5.,.1,7 раза.

й. Изучены различные варианты упрочнения сепараторов оуксоеых подшипников. Показано, что в настоящее время при изготовлении сепараторов вс1гоншк подеишнкков переход на другой, более прочный, материал не представляется Еогможньа?. Показана возможность использования для зтнх целой предложенного способа термической обработки 10. Предложена технологическая схема изготовления упрочненных сепараторов вагонных подьипникоэ, вшзочаюг^ая териическув обработку литых заготовок. На ПО ГПЗ-8 по этой технологии, зыпуцены опытные партии термоупрочненных сепараторов, показавших при испытаниях повышенную прочность, износостойкость я усталостную долговечность.

И. Предложенный способ термической обработки ¡»тот быть с успехом использован и для других деталей из пироко распространенной латуни марки ЛЦ40С, иуздсзщкся г упрочнении, что позволит снизить расход дефицитной латуки.

Основные положения диссертационной работы опублг.т-соЕамы в. следуо-щих иайотах: ,

1. Способ термической обработки литейных свинцовистых латуней." J Чернина Е.В., Буое H.A., Герсг^ая К.С., .Колодягкый В.В. Положительное решение на выдачу патента кг изобретение по заявка Н 5014337/02/06211£ от 10.07.91 г.

2. Буше H.A., Гераман U.C., Чзрнмна Е.В. Оценка зогмогности aa.v,o-' ни латуни ЛЦ400; для изготовления сепараторов вагонных подезяшгков //

Вестник ВПИЙЯТ, 1992, H 8. С. 17...10. I . j

3. Карпенко ¡O.A., Герзман И.О., Буше H.A., ¡Чернила E.B. к др. [ кн. "Новые материалы и технологи: в трибологии". |Тегисы докладов U> ветскс-американской конфеоенцьи с международным участием. 6-9 окт

!90*''"Минск. С- 136.