Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
В соответствии с назначением матрицы ЛКМ, кроме прочности, пластичности, стойкости к внешним воздействиям, должны обладать свойствами, позволяющими получать простые и сложные по конфигурации отливки Поэтому одними из основных критериев выбора материала матриц ЛКМ являются их литейные свойства. Матричные сплавы должны хорошо заполнять полости композита и литейной формы и после затвердевания обеспечивать комплекс эксплуатационных свойств, точные размеры и плотность отливки КМ, т. е. технологические свойства матриц во многом определяются их жидкотекучестью.
Жидкотекучесть отдельных сплавов может быть оценена по наклону кривых жидкотекучести при различных температурах перегрева (рис. 26). Чем она выше, тем плотнее отливка из ЛКМ и лучше ее физикомеханические свойства. Это обусловлено тем, что жидкоподвижный сплав в большей степени способствует заполнению пустот и выделению из расплава газов и неметаллических включений. Для ЛKM жидко-подвижность матрицы позволяет быстрее провести заливку, чем сократить время контакта расплава и армирующих элементов, т. е. создает предпосылки для стабилизации системы композита.
В качестве матриц для литых композиционных материалов используются сплавы на основе алюминия, магния, никеля, меди, цинка, олова, железа и тугоплавких металлов. Переходя к рассмотрению отдельных групп сплавов, необходимо отметить, что в настоящем разделе основное внимание будет уделено тем матричным металлам и сплавам, которые менее освещены в специальной литературе. Естественно, что распространенным матрицам ЛKM будет уделено меньше внимания, поскольку они подробно описаны в работах.
ГОСТ 2685—63 содержит более 35 марок литейных алюминиевых сплавов, которые по составу можно разделить на алюминиево-кремнистые (силумины), алюминиево-медные, алюминиево-магниевые, алюминиево-медно-кремнистые, многокомпонентные литейные сплавы на основе алюминия.
Рассмотрение литейных свойств отдельных алюминиевых сплавов приводит к следующим выводам. Лучшими свойствами обладают сплавы, в составе которых присутствует кремний и железо (силумины). Сплавы системы Al — Cu после литья без взаимодействия с армирующими элементами имеют двухфазную структуру. Появление Θ-фазы (Al2Cu) придает им повышенную прочность, которую еще больше повышают добавки марганца и титана. Недостатком этих сплавов является широкий интервал кристаллизации, который определяет ухудшение литейных свойств.
Сплавы системы Al — Mg обладают низкими литейными свойствами, которые улучшаются при введении кремния, кроме того эти сплавы интенсивно окисляются. Однако сплавы этой системы обладают высокой общей коррозионной стойкостью и по сравнению со сплавами Al — Cu лучшей жидкотекучестью.
Введение в состав сплавов Al — Cu — Mg никеля приводит к образованию 6-фазы (Al3Cu2Ni) и Т-фазы (Al6Cu3Ni), а также интерметаллида AlgFeNi. Введение в алюминиевые сплавы тугоплавких модификаторов и легирующих, изменяющих контактные углы смачивания, а также реакции с армирующими элементами или их покрытиями приводят, как уже отмечалось, к изменению структуры матрицы. Никелевые и железистые фазы, в основном, выделяются по границам дендритных ячеек, интерметаллиды хрома, титана, марганца в литых матрицах вследствие образования при распаде пересыщенного твердого раствора имеют более равномерное распределение. В некоторых случаях тугоплавкие интерметаллиды могут накапливаться на границе сплавления матрицы с армирующими элементами, выделяясь в виде обособленных включений или скелетов структуры. В круглом капилляре из окиси алюминия диаметром 5 мм установлено следующее распределение модификатора в матрице из алюминия AB 000: у границы сплавления относительная концентрация циркония составила 6,3—7,5 %, на расстоянии 60 мкм — 4,2—4,8, на расстоянии 120 мкм — 1,0—1,4 %, 300 мкм —0,6—0,9 %, 500 мкм — 0,2—0,4 %. Следовательно, в области армирующего элемента концентрация интерметаллида ZrAl3 повысилась в 3—8 раз по сравнению с объемом капилляра. На рис. 27 приведены результаты измерения термоЭДС на приборе ПМТ-3, переоборудованном по рекомендациям, данным в работах. Для определения термоЭДС алундовые капилляры, диаметром 5 мм, модифицированные цирконием, заливались алюминием AB 000. Затем из них вырезались образцы для исследований. В качестве эталона использовалась проволока того же модифицированного сплава в отожженном состоянии. Экспериментальные данные могут трактоваться следующим образом. Минимальные значения термоЭДС соответствуют участкам структуры, в которых произошел распад пересыщенного твердого раствора с выделением интерметаллида. Повышение значений измеряемой величины на расстоянии 40—220 мкм от линии сплавления соответствует участкам структуры, в составе которых относительное содержание циркония уменьшилось и интерметаллид находится в дисперсном состоянии. Дальнейшее повышение термоЭДС можно связать с уменьшением концентрации циркония и стабилизацией твердого раствора. Неравномерность хода графика указывает на нестабильность литой матрицы по составу.
Полученные данные совпадают с данными об изменении удельного электросопротивления и термоЭДС, металла матрицы при нагреве (см. рис. 27, б, в). При измерении термоЭДС были выбраны участки структуры с минимальным (3), средним (2) и максимальным (1) ее значением. Из рисунков видно, что с повышением температуры отжига происходит уменьшение удельного электросопротивления, ,что соответствует выделению из пересыщенного раствора второй фазы (ZrAl3). Выше температуры 320 °C электросопротивление стабилизируется и с 450 °C начинает повышаться, так как часть выделившейся фазы начинает переходить в твердый раствор. На кривых изменения термоЭДС с температурой прослеживается та же зависимость: плавное снижение значений термоЭДС с ростом температуры до 250 °С, ее резкое падение до отрицательных величин в интервале 320—450 °С, что по нашему мнению, соответствует области распада пересыщенного твердого раствора, и начиная с 450 °C увеличение термоЭДС в результате частичного перехода интерметаллида в твердый раствор. Исключение составляет кривая изменения термоЭДС, соответствующая участку структуры матрицы вблизи границы сплавления. С ростом температуры от 25 до 300 °C значения термоЭДС практически остаются неизменными. Это позволяет отметить, что превращений в сплаве не происходит, так как твердый раствор распался. Начиная с 400 °C значения термоЭДС начинают увеличиваться, поскольку интерметадлид ZrAl3 начинает переходить в твердый раствор. Учитывая, что большинство легирующих и примесей образуют с алюминием бинарные сплавы ограниченной растворимости, уменьшающейся со снижением температуры системы, очевидно, следует ожидать соответствующего изменения литой структуры и фазового состава матрицы. Хотя такое изменение в структуре не приводит к существенному изменению механических свойств ЛКМ, его необходимо учесть при разработке композитов со специальными физическими свойствами. При этом также необходимо избегать повышения концентрации интерметаллидов в зоне сплавления армирующих элементов и матрицы, которая может существенно повыситься при легировании элементами, снижающими контактный угол смачивания (хром, молибден, никель, кальций) и вводимыми в алюминий в количестве 1 % по массе или в результате выделения соединений алюминия и примесей при снижении степени чистоты металла матрицы.
Литейные магниевые сплавы (ГОСТ 2856—69) могут обеспечить создание композиционных материалов с низкой плотностью, высокой удельной прочностью, способных поглощать ударные и вибрационные нагрузки. Магниевые матрицы подробно рассмотрены в работе. Однако необходимо отметить следующее. Основными легирующими элементами магниевых литейных сплавов являются алюминий, цинк, марганец, кремний, церий, цирконий, торий. Механические свойства этих сплавов в значительной мере зависят от размера зерна. Для его измельчения можно перегреть расплав или ввести в его состав порядка 1 % тугоплавких присадок, которые послужат дополнительными центрами кристаллизации. Перегрев расплавов эффективен для сплавов, содержащих алюминий. Для этих же сплавов положительно введение солей угольной кислоты.
Сплавы магния с марганцем после кристаллизации имеют однофазную структуру. Ho она нестабильна и распадается с выделением β-фазы на основе марганца в виде дисперсных включений. Сплавы магния с неодимом и цирконием в литом состоянии отличаются прочностью, герметичностью и не склонны к образованию трещин.
Добавки церия, вводимые в состав магниевых сплавов, приводят к появлению дисперсного интерметаллида Mg6Ce. Структура сплавов, содержащих церий, характеризуется выделением первичных зерен λ-твердого раствора магния и по его границам эвтектических выделений λ + β (Mg6Ce).
Введение циркония и лантана, во-первых, упрочняет сплав за счет легирования твердого раствора, и во-вторых, за счет образования дисперсных фаз Mg9Ze и λ-Zr.
Характерной особенностью магниево-ториевых сплавов является их высокая теплостойкость и высокое сопротивление ползучести за счет выделений упрочняющей фазы MgTh. В сложных магниевых сплавах с торием другие легирующие элементы находятся в количестве, необходимом для упрочнения твердого раствора.
Медь и ее сплавы занимают особое место при разработке литых композиционных материалов. Сплавы меди обладают хорошей смачивающей способностью по отношению ко многим армирующим элементам и позволяют создавать матрицы с высокими механическими, триботехническими и физико-химическими свойствами. Однако многие исследователи отмечают, что медь и ее сплавы склонны к активному межфазному воздействию. Вместе с тем известно, что такое взаимодействие может быть подавлено дополнительным легированием и, что очень существенно, — микролегированием. Таким образом, имеется возможность стабилизации системы ЛKM без заметного изменения физических свойств матрицы или наоборот за счет легирования, при сохранении высоких механических свойств получить стабильную матрицу с заданными характеристиками.
Бронзы нашли применение в ЛКМ как составляющие псевдосплавов и матрицы литых антифрикционных композиционных материалов. Ho анализ их структуры и свойств показывает, что низко-и среднелегированные сплавы меди могут быть использованы гораздо шире.
Литые оловянные бронзы имеют четко выраженную дендритную структуру из-за широкого интервала кристаллизации. При уменьшении содержания олова или введении дополнительных легирующих литая структура оловянных бронз может стать зернистой. Эвтектоид Cu31Sn18 фиксируется в виде отдельных кристаллов по границам зерен твердого раствора. Характерной особенностью оловянных бронз является малая литейная усадка. Эти сплавы обладают хорошими механическими и антифрикционными свойствами (табл. 8).
Структура и свойства оловянных бронз в достаточной степени подвержены влиянию легирующих. В пределах a-твердого раствора и при незначительном содержании фосфидной эвтектики (80,7 % Cu — 80,7 %; Sn — 14,8 % P — 4,5 %) фосфор повышает предел упругости и предел усталости, а также антифрикционные свойства. Для бронз, обрабатываемых давлением, содержание фосфора не должно превышать 0,5 %. Для литейных сплавов этот предел достигает 1,2 %, что позволяет улучшить жидкотекучесть бронз. Однако наличие фосфора в составе оловянных бронз ограничивает их применение с железоуглеродистыми армирующими элементами из-за образования по границам сплавления хрупкого фосфида железа.
Тугоплавкие элементы (никель, хром, цирконий, бор, титан, железо), введенные в небольших (до 1 %) количествах, измельчают дендриты (зерна) и повышают механические свойства оловянных бронз. Введение никеля вызывает появление интерметаллида Ni4Sn и изменяет температуру эвтектоидной реакции α + γ ⇔ α + δ' (539 °С), δ'-фаза, по данным работы, отличается от δ-эвтектоида бинарных сплавов, о чем свидетельствует ее поляризация.
В количествах до 0,1 % железо является отличным модификатором оловянных бронз и повышает температуру рекристаллизации. Под влиянием железа медно-оловянные сплавы приобретают способность к диспергированию железоуглеродистых армирующих элементов.
Однако введение железа в оловянные бронзы снижает их коррозионную стойкость.
По данным работ, примеси алюминия, кремния, магния и других легкоокисляющихся элементов нежелательны, так как при плавке и литье приводят к образованию тугоплавких окислов, которые размещаются по границам зерен, чем снижают прочностные характеристики сплавов.
Необходимо отметить, что падение механических свойств ЛКМ на основе оловянных бронз может произойти при окислении олова и появлении в структуре матрицы оксида SnO2. Такое окисление наблюдалось нами при термической обработке ЛКМ, в частности, при низкотемпературном отжиге композитов, армированных гранулами стали ШХ. Вместе с тем меднооловянные сплавы в большинстве своем стойки к воздействию окислителей и других коррозионных сред.
Стабилизация механических и технологических свойств оловянных бронз достигается при легировании их цинком, который входит в твердый раствор на основе меди в достаточно большом количестве (рис. 28). Легирование цинком приводит к снижению скорости роста дендритов, улучшает жидкотекучесть расплава, но несколько увеличивает его поверхностное натяжение. В табл. 8 приведены основные физико-механические свойства сплавов системы медь — олово — цинк, которые иллюстрируют связь состава, структуры и свойств этих бронз.
По сравнению с оловянными, алюминивые бронзы имеют более высокую прочность, лучшую жидко-текучесть, меньше склонны к внутридендритной ликвации и при кристаллизации обладают меньшей пористостью.
Недостатком бинарных сплавов как матриц ЛKM является склонность их к образованию крупных кристаллов, границы которых окаймлены выделением хрупких фаз (преимущественно γ2-фазы). Алюминиевые бронзы склонны также к интенсивному газопоглощению. Двойные сплавы меди с алюминием вступают в реакцию со многими армирующими элементами с образованием в зоне сплавления интерметаллидных прослоек, в первую очередь интерметаллидов алюминия.
Некоторые отрицательные свойства алюминиевых бронз могут быть устранены дополнительным легированием.
Железо растворимо в алюминиевых бронзах в количестве до 4,5 %. Под его влиянием эвтектоидная точка превращения β-фазы в сплавах медь — алюминий смещается в сторону большей концентрации алюминия (12,5 % Al и 2 % Fe). Изменения, которые вызывает железо в структуре и фазовом составе медноалюминиевых сплавов, приводят к тому, что литая структура γ-фазы измельчается. Сплошные ее цепочки, вызывающие «шиферный излом», измельчаются и разрушаются, плотность кристаллитов λ-фазы увеличивается. Одновременно измельчаются зерна твердого раствора на основе меди. Смещение эвтектоидной точки в сторону более высокой концентрации алюминия приводит к тому, что количество γ-эвтектоида уменьшается, а в ряде случаев может быть зафиксирована (α + β)-структура.
Марганец ограниченно растворим в сплавах меди с алюминием. Он повышает прочность, коррозионную стойкость и смещает порог хладноломкости литых сплавов в область более низких температур.
Упрочнение алюминиевых бронз может быть достигнуто легированием никелем. С использованием переменной растворимости легирующих компонентов в меди с температурой появляется возможность облагораживания этих сплавов.
Таким образом, подбирая легирующие для алюминиевых бронз, можно добиться хорошего сочетания физико-механических свойств любого металла. Однако этим сплавам присущ один существенный недостаток. В процессе плавки и литья алюминий, входящий в достаточно большом количестве (до 12 %) в состав сплавов, окисляется, что затрудняет процесс заливки и изменяет условия взаимодействия расплава матрицы с армирующими элементами.
Сплавы меди с марганцем при содержании последнего до 22 % имеют однофазную структуру α-твердого раствора на основе меди. При этом температуры плавления снижаются, но одновременно повышаются температуры рекристаллизации и теплостойкость. Прочностные характеристики этих бинарных сплавов увеличиваются от 220—300 МПа для чистой литой меди до 520—620 МПа при содержании марганца 20 %, а пластичность продолжает оставаться достаточно высокой (относительное удлинение бинарных сплавов находится в пределах 30—50 %). С повышением содержания марганца более 20 % механические характеристики резко улучшаются. Это происходит вследствие полиморфизма, присущего марганцу, и метастабильного состояния литой структуры двухфазных сплавов. К недостаткам медно-марганцевых сплавов следует отнести высокую упругость паров марганца, который при литье испаряется и ухудшает условия смачивания и растекания сплава.
Кремнистые бронзы в области концентрации кремния до 2,5—3,2 % в литом состоянии имеют преимущественно однофазную структуру. При содержании кремния больше концентрации насыщения и понижении температуры в сплавах происходит ряд превращений, которые в конечном счете изменяют фазовый состав и свойства сплавов (рис. 29). Однако возможный эффект облагораживания структуры за счет дисперсионного старения в бинарных бронзах выражен слабо. В концентрационной области твердого раствора и в прилегающей к ней двухфазной области меднокремнистые сплавы обладают относительно высокими механическими, коррозионными и антифрикционными свойствами, отлично льются и смачивают многие армирующие элементы. Однако расплавы кремнистых бронз активно взаимодействуют с ними, что приводит к изменению химического состава зоны сплавления, растворению или образованию интерметаллидов на поверхности арматуры.
Большой интерес для разработки антифрикционных ЛКМ представляют бронзы, содержащие кремний и марганец, а также кремний, марганец и никель. Эти сплавы обладают высокими механическими и коррозионными свойствами, весьма технологичны и среди бронз имеют наибольшую релаксационную стойкость. Дальше будут показаны примеры создания ЛКМ с высокими потребительскими свойствами на базе этих сплавов.
Для разработки различных ЛКМ (армированных и слоистых) представляет также интерес группа дисперсионно-твердеющих бронз типа БрХ, БрЦр, ХОТ, обладающих отличной смачивающей способностью по отношению ко многим армирующим элементам, в том числе и к графиту, узким интервалом кристаллизации, хорошим сочетанием физико-механических и технологических характеристик при комнатных и повышенных температурах (см. табл. 8).
Латуни — двойные и многокомпонентные сплавы, основным легирующим которых является цинк. При кристаллизации сплавов, содержащих более 36,8 % цинка, образуется новая структурная составляющая — β-фаза. Ее основой является интерметаллическое соединение CuZn3, упорядочивающееся при температуре 727—741 К. β-фаза присутствует в сплавах, содержащих до 60 % цинка. При температуре 1107 К и концентрации цинка более 56,5 % в результате перитектической реакции в составе медно-цинковых сплавов появляются кристаллы γ-фазы.
Свойства двойных латуней зависят от их структуры и содержания цинка.
На рис. 30 показано изменение предела прочности и относительного удлинения литых, деформированных и отожженных медно-цинковых сплавов в зависимости от их состава. На рис. 31, 32 показано изменение физических и технологических свойств двойных латуней в зависимости от содержания цинка. В пределах α-фазы увеличение концентрации цинка приводит к улучшению литейных свойств сплавов. По сравнению с медью, для которой линейная усадка при литье в кокиль составляет 2,1 %, а относительная жидкотекучесть по спиральной пробе — 35*10в-2 м, латуни Л80, Л68 и Л63 имеют соответственно линейную усадку 2,0, 1,92 и 1,77 %, жидкотекучесть — 48*10в-2, 63*10в-2, 65*10в-2 м. Для двухфазных латуней эти характеристики несколько ниже. Линейная усадка латуни Л59 составляет 1,97 %, а жидкотекучесть — 60*10в-2 м. Это снижение характеристик объясняется расширением интервала кристаллизации (α + β)-сплавов и различным объемом, который занимают α- и β-фазы после кристаллизации.
Улучшение физико-химических, механических и технологических свойств латуней достигается дополнительным легированием, которое, как правило, вызывает сужение концентрационной области α-твердого раствора и может привести к появлению новых структурных составляющих.
Алюминий упрочняет медно-цинковые сплавы, повышает жидкотекучесть, улучшает коррозионную стойкость и снижает на 5—15 градусов температуру полного расплавления.
Олово незначительно сдвигает область α-фазы в сторону медного угла, но усиливает эвтектоидный распад β-фазы, что приводит к образованию областей (α + γ) и (α + β + γ), сужая области (а + β), β- и (β + γ)-сплавов (см. рис. 31). Оно повышает коррозионную стойкость медно-цинковых сплавов, снижает температуру плавления, увеличивает жидкотекучесть, но вызывает развитие аномалий пластичности в области высоких температур.
Кремний резко сужает область α-твердого раствора и подобно алюминию и олову усиливает эвтектоидный распад β-фазы. Кремнистые латуни коррозионностойки, имеют отличную жидкотекучесть и низкую линейную усадку. При повышенных температурах зона хрупкости у них практически не развивается.
По данным исследований, свинец является индифферентной добавкой в медно-цинковых сплавах и после кристаллизации присутствует в виде самостоятельной фазы. Обычная добавка свинца в латуни не превышает 3—4 %. Ho в связи с разработкой новых подшипниковых сплавов на основе системы медь — цинк его содержание увеличено до 16 %.
Марганец до температур 973 К незначительно изменяет равновесные границы фазовых областей по сравнению с исходной системой сплавов медь — цинк. Ниже 873 К при содержании марганца более 5 % образуется интерметаллидное соединение с ГЦК-структурой с периодом 0,690—0,699 нм. Марганец вызывает снижение температуры упорядочения β-фазы до 675 К. В небольших (0,05—0,15) количествах он повышает относительное удлинение α-латуней на 15—20 %. 1,5—2 % марганца эффективно увеличивают прочность и пластичность медно-цинковых сплавов. Максимально влияние марганца проявляется в β-латунях.
Никель — элемент, который расширяет область твердого раствора на основе меди при ее концентрации 70—90 % в системе медь — цинк — никель. Под его влиянием повышается прочность, пластичность и коррозионная стойкость латуней.
Железо в количестве до 1 % практически не вызывает изменения фазовых границ α-, (α + β)- и β-фаз. Растворимость в этих фазах железа практически равная и с понижением температуры возрастает. При введении железа в латуни измельчается зерно, задерживаются процессы разупорядочения и рекристаллизации. Влияние железа особенно ощутимо после медленного охлаждения литых латуней, прочность которых при этом увеличивается на 200 МПа. При содержании железа до 0,3 % разупрочнение литых сплавов наблюдается после отжига при 373 К. При его содержании 0,3—0,5 % разупрочнение не достигается и при более высоких температурах.
Сложнее влияние на структуру и свойства медноцинковых сплавов совместно введенных двух и более легирующих компонентов. Присадка никеля в кремнистые латуни вызывает образование силицида никеля с переменной по температуре растворимостью, что создает предпосылки для разработки дисперсионноупрочняемых латуней.
Двухфазные кремнистомарганцовистые латуни, которые при температурах выше 973 К претерпевают переход α + β → β при закалке в воде позволяют зафиксировать в структуре пересыщенный β-раствор. При последующем отпуске он распадается с выделением a-кристаллов и силицида марганца, что повышает прочность и износостойкость латуни.
Легирование латуней 1—5 % алюминия и 1—4% марганца позволяет получить сплавы с α- или (α + β)-структурой, которые имеют высокие механические и удовлетворительные литейные свойства.
Железо-алюминиевые латуни содержат до 1,5 % алюминия и до 1,6 % железа. В зависимости от концентрации цинка они относятся к α- или (α + β)-сплавам. Введение указанных элементов позволяет получить высокие механические свойства и увеличить предел текучести литой латуни. Добавка железа в марганцовистые латуни в пределах одно-или двухфазных сплавов измельчает литую структуру, повышает прочность и пластичность металла. Ho в интервале температур 590—773 К для этих сплавов характерно развитие зоны хрупкости. Легирование алюминием, марганцем, кремнием и железом, а также оловом и свинцом позволило разработать латуни с высокими технологическими свойствами.
Легирование медно-цинковых сплавов РЗМ приводит к изменению состава твердых растворов, повышению температуры рекристаллизации и измельчению зерен. Считают, что в основе влияния РЗМ лежит торможение диффузионных процессов, а также изменение кинетики образования и роста фаз.
Поиски высокопрочных латуней привели к легированию медно-цинковых сплавов кобальтом, хромом, цирконием. Кобальт вводится в латуни с алюминием, марганцем, никелем в количестве до 3 %. Увеличение содержания кобальта в сплавах более 1,2 % вызывает повышение прочности и снижение пластичности. Для сохранения высокой пластичности содержание меди в латунях устанавливается в пределах 67— 76 %. Уменьшение концентрации меди ведет к потере прочности, а увеличение — к образованию хрупкой γ-фазы. Хром как и кобальт, вводится в многокомпонентные латуни, содержащие алюминий. Его влияние на структуру, фазовый состав и свойства сплавов подобно кобальту. Латуни с цирконием имеют гетерофазную структуру на основе α- и β-твердых растворов сложного состава и интер-металлидов, преимущественно цирконатов и алюминатов. Цирконий резко повышает прочность медноцинковых сплавов.
Одним из эффективных способов снижения испарения цинка из латуней является их легирование индием, который одновременно упрочняет медно-цинковые сплавы и улучшает их литейные свойства. Разработаны составы медных сплавов, в которых введено до 38 % цинка и до 12 % индия. Сочетание этих добавок с присадками галлия, германия, марганца, алюминия повышает прочность сплава до 810 МПа. Сплав, в состав которого входят 0,3—6,0 % никеля, 0,5—5,0 алюминия, 0,1—2,0 индия, 0,5—15,0 % цинка, остальное — медь, имеет предел прочности 980 МПа, твердость 200 HB, относительное удлинение 14—16 %. Высокой износостойкостью при твердости 170—206 ед. Виккерса, прочности 450 МПа, относительном удлинении 12 — 13 % обладает сплав следующего состава, %: 48—52 меди, 47—51 цинка, 0,01—1,0 циркония, до 1,2 никеля, до 1,0 индия и кремния, до 0,5 бериллия и лития.
Систематические исследования сплавов системы медь — цинк — индий позволили установить, что в области концентрации меди до 47 %, цинка 48 % и индия 5 % они кристаллизуются по типу твердых растворов в интервале 5—45 градусов, ширина которого увеличивается с ростом концентрации цинка и уменьшается с ростом концентрации индия. В твердых растворах индий замещает цинк, что по сравнению со сплавами бинарной системы приводит к увеличению периодов кристаллических решеток α-, β- и γ-фаз. В области высоких концентраций цинка структура сплавов формируется аналогично структуре двойных латуней (перитектическая реакция и эвтектоидный распад β-фазы). В литом состоянии сплавы системы медь — цинк — индий состоят из дендритов α-фазы, междендритные промежутки являются β-фазой.
На рис. 33 приведены изотермические сечения участка диаграммы состояния сплавов Cu—Zn—In в области фазовых переходов. На рис. 34 приведены результаты прямых измерений механических свойств литых сплавов и результаты решения математических моделей, описывающих механические свойства исследованных сплавов. Из приведенных данных видно, что в медно-цинко-индиевых сплавах сохраняется закономерное изменение прочности и пластичности с изменением фазового состава, присущее латуням, но под влиянием индия резко увеличивается предел текучести литых сплавов при сохранении удовлетворительной пластичности.
Механические испытания при повышенных температурах показали, что разупрочнение литых сплавов начинается с 473—573 К в зависимости от содержания цинка. Полное разупрочнение индиевых латуней наблюдается при 853—873 К.
Определение поверхностного натяжения, жидкотекучести, растекаемости и смачивающей способности показало, что индий улучшает эти характеристики латуней, выводя их на уровень характеристик серебряных сплавов ПСр72, ПСр50, ПСр45.
Литье композиционных материалов с медно-цинкоиндиевой матрицей и последующие испытания как в узлах трения, так и в качестве конструкционных деталей показали высокие эксплуатационные свойства этих ЛКМ.
Никелевые и другие жаропрочные сплавы-матрицы достаточно подробно рассмотрены в работах. Здесь же хотелось бы упомянуть некоторые из никельсодержащих сплавов, использование которых в качестве матриц антифрикционных и конструкционных ЛКМ позволило резко (в 5—20 раз) повысить эксплуатационную надежность изделий. К таким сплавам относятся куниали, которые при армировании железоуглеродистыми гранулами обеспечивают получение антифрикционных изделий, работающих в коррозионноактивных средах практически без износа с показателями, соответствующими показателям оловянных бронз при нагрузке до 500 МПа. Из этих же ЛКМ после деформации и термической обработки можно получать полуфабрикаты с временным сопротивлением разрыву 4000—5000 МПа. При соответствующей подготовке армирующих элементов ЛКМ с матрицей из куниалей позволяют реализовывать переход от матричной к структуре псевдосплавов.
Перспективной для разработки сплавов-матриц является система никель—хром. Однако бинарные сплавы этой системы интенсивно взаимодействуют с многими армирующими элементами. Подавить такое взаимодействие и одновременно улучшить технологические характеристики никель-хромистых сплавов возможно дополнительным легированием элементами, образующими эвтектики с никелем (бором, бериллием, марганцем, кремнием, углеродом).
Легирование никель-хромистых сплавов индием в количестве до 18 % позволяет получить высокопрочную и коррозионностойкую матрицу с относительно низкими температурами плавления, хорошей смачивающей способностью и жидкотекучестью. Регулируя содержание индия в сплаве, возможно управление диффузией хрома в железо-углеродистые армирующие элементы при формировании ЛКМ. Это, в свою очередь, позволяет управлять жаропрочностью таких материалов, используя в качестве армирующих элементов малолегированные углеродистые стали, достигая жаропрочности упрочненных аустенитных сталей, но при более низком (в 1,2—1,8 раз) расходе легирующих.
Необходимо отметить, что сплавы систем никель — хром — индий и никель — хром — индий — бор обеспечивают смачивание различных видов керамики и других неметаллов. Это также предопределяет перспективность их использования в качестве матриц ЛКМ. В частности, сплавы типа «колманой» при их армировании железоуглеродистыми гранулами дают диспергированную структуру ЛКМ с высокой стойкостью к динамическим нагрузкам, в коррозионных средах (вода, расплавы синтетических материалов, органические кислоты) при нагрузках до 600 МПа и скоростях трения до 25 м/с. Известно применение этих сплавов в качестве наплавочных материалов. Ho в наплавленном состоянии они склонны к трещинообразованию. Армирование же и изменение структуры наплавки полностью исключают трещинообразование.
Хорошей основой для разработки ЛКМ являются матрицы железо-углеродистых сплавов, рассмотрению которых посвящены работы.
Изложенные данные показывают разнообразие выбора сплавов-матриц и широкие возможности для создания ЛКМ с заранее заданными свойствами. Естественно, что при выборе того или иного сплава для матрицы ЛКМ необходимо руководствоваться основными требованиями, предъявляемыми к окончательному изделию. При выборе сплавов важно оценить их удельную прочность, коррозионную стойкость, газонасыщение, способность обрабатываться резаньем и стоимость. Рассмотрим некоторые из этих показателей.
При отнесении к единице плотности величины временного сопротивления разрыву в МПа позволяют распределить рассмотренные металлы в следующей последовательности: магниевые сплавы (120—130); сплавы на основе алюминия (70—90); латуни (до 100), безоловянные бронзы (50—70); оловянные бронзы (16—30), низколегированные стали (70—118); среднеуглеродистые стали (50—68) и чугуны (16—55). Удельный предел прочности соответственно составляет: магниевые сплавы (50—80), алюминивые (до 130), куниаль (10), латуни (до 50), безоловянные бронзы (до 50), оловянные бронзы (до 6).
По стоимости, если принять за единицу стоимость 1 кг отливок серого чугуна, сплавы-матрицы расположатся в следующий ряд: чугуны (от 1 до 1,5), углеродистая сталь (от 2 до 2,5), высоколегированная сталь (от 6 до 12), латуни (от 4 до 8), алюминивые сплавы (от 5 до 9), бронзы (от 6 до 11), магниевые сплавы (от 12 до 17). Изменение стоимости перечисленных материалов, как считает А. Н. Соколов, связано со стоимостью исходных компонентов и технологией производства. Однако необходимо помнить, что в количественном отношении из 1 кг исходного сырья с меньшей плотностью возможно изготовить большее число деталей. Сплавы с меньшей удельной прочностью требуют увеличения сечения отливок при сравнимой степени армирования. Необходимо также учесть характер взаимодействия матрицы и армирующих элементов, ее смачивающую способность и жидкотекучесть, подверженность влияниям загрязнений и примесей. Таким образом, с учетом стоимости армирующих элементов, их распространенностью и доступностью, а также простотой технологии литья композитов приоритет может быть отдан матрицам на основе алюминиевых, медных, никелевых и железоуглеродистых сплавов.