автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Расчет показателя горячеломкости и его использование при разработке новых литейных алюминиевых сплавов

На правах рукописи

Поздняков Андрей Владимирович

Расчет показателя горячеломкости и его использование при разработке новых литейных алюминиевых сплавов

Специальность 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 2013

12 СЕН т

005533018

Диссертация выполнена на кафедре металловедения цветных металлов НИТУ «МИСиС»

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ: доктор технических наук, профессор Золоторевский Вадим Семенович

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ: доктор технических паук, профессор Якушин Борис Федорович (МГТУ им. Н.Э. Баумана)

кандидат технических наук Алабин Александр Николаевич (НИТУ «МИСиС»)

Защита диссертации состоится «10» октября 2013 г. в 1530 на заседании Диссертационного совета Д 212.132.08 при НИТУ «»МИСиС» по адресу: 119049, г. Москва. ГСП-1, Ленинский проспект, д. 4, ауд. Б-607.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке НИТУ «»МИСиС»

Справки по телефону: (495)237-84-45 Автореферат разослан сентября 2013 г.

Ученый секретарь

ВЕДУЩЕЕ ПРЕДПРИЯТИЕ:

ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ

Диссертационного совета, проф., д.ф.-м.н.

Мухин С.И.

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы

Развитие современной науки и техники показало, что для обеспечения высокого качества изделий важны не только эксплуатационные характеристики материалов, но и их технологические свойства.

В современном производстве алюминиевых сплавов исходной заготовкой в подавляющем числе случаев остается слиток для деформируемых сплавов и фасонная отливка - для литейных. Одним из наиболее распространенных видов брака при производстве отливок и слитков является горячеломкость - склонность к образованию кристаллизационных трещин. Проблема горячих трещин особенно остро отражается на разработке и производстве новых высокопрочных и жаропрочных сплавов, так как области их составов чаще всего совпадают с областью составов наиболее горячеломких сплавов. Резко выраженная горячеломкость сплавов при литье, а также сварке плавлением сильно осложняет, а часто делает практически невозможным внедрение в серийное производство новых сплавов с ценными эксплуатационными свойствами. При разработке новых сплавов снижения горячеломкости достигают обычно в результате трудоемких экспериментальных исследований. В связи с этим необходим такой научно обоснованный подход к разработке новых и улучшению существующих сплавов, при котором наряду с получением высокой прочности, жаропрочности и других эксплуатационных свойств обеспечивалась бы высокая сопротивляемость сплавов образованию кристаллизационных трещин.

За последние десятилетия было предложено несколько критериев оценки склонности сплавов к образованию кристаллизационных трещин: критерии прочности, пластичности и скорости деформации и альтернативный критерий (для полунепрерывного литья слитков). Все перечисленные критерии определяются либо экспериментальным, либо экспериментально-расчетным путем. Выбор необходимого критерия (или разработка нового) определяется спецификой технологии литья, наличием необходимых свойств и параметров и должен быть подтвержден путем проведения экспериментальных исследований. При этом ни один из существующих критериев не позволяет рассчитывать показатель горячеломкости литейных сплавов по технологическим пробам. В связи с этим поиск универсального критерия, позволяющего рассчитывать показатель горячеломкости литейных сплавов по их составу является весьма актуальной задачей. Такой критерий будет неотъемлемым дополнением к методам математического моделирования и термодинамическим расчетам, которые начинают широко использоваться при разработке новых сплавов для прогнозирования практически полного комплекса эксплуатационных свойств.

Цель работы

Целью работы является создание расчетного метода, позволяющего определять показатель горячеломкости литейных алюминиевых сплавов, и применение данного метода в комплексе с термодинамическими расчетами многокомпонентных фазовых диаграмм для создания новых высокотехнологичных сплавов.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Исследовать связь расчетной величины эффективного интервала кристаллизации с показателем горячеломкости в сплавах двух-, трех- и многокомпонентных систем на основе алюминия.

2. На основании изученной связи разработать методику расчета величины показателя горячеломкости в литейных промышленных и экспериментальных сплавах многокомпонентных систем на основе алюминия.

3. С использованием разработанной методики расчета показателя горячеломкости, термодинамических расчетов политермических и изотермических разрезов многокомпонентных диаграмм состояния, фазового состава и состава алюминиевого твердого раствора провести поиск перспективных составов новых высокотехнологичных сплавов на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg с добавками Mn, Si, Fe и Ni.

Научная новнзна

1. Предложена методика расчета величины эффективного интервала кристаллизации в многокомпонентных сплавах на основе алюминия с использованием термодинамических расчетов неравновесной кристаллизации по модели Шайля.

2. Показана хорошая сходимость между расчетной и экспериментально определенной величиной эффективного интервала кристаллизации в двойных системах Al-Cu, Al-Mg и Al-Si. В изученных тройных системах AI-Cu-Mg, Al-Cu-Si и Al-Si-Mg установлена аналогичная двойным корреляция показателя горячеломкости и расчетной величины эффективного интервала кристаллизации на лучевых разрезах, когда все сравниваемые сплавы кристаллизуются по однотипным реакциям с участием одинаковых фаз.

3. Установлена линейная связь показателя горячеломкости с расчетной величиной эффективного интервала кристаллизации в пределах двух групп сплавов на основе систем Ál-Cu-Mg-Si и Al-Zn-Mg с добавками Mn, Ni, Fe в области концентраций легирующих элементов, близких к концентрациям их в промышленных сплавах тех же систем.

Практическая значимость

1. Разработана методика расчета показателя горячеломкости по величине эффективного интервала кристаллизации во всех промышленных, а также экспериментальных сплавах на основе систем Al-Cu-Mg-Si и Al-Zn-Mg с добавками Mn, Ni, Fe (НОУ-ХАУ № 22-013-2013 ОИС от 24 мая 2013 г.).

2. С использованием предложенной методики в комплексе с термодинамическими расчетами многокомпонентных фазовых диаграмм разработан высокотехнологичный, жаропрочный сплав на основе системы Al-Cu-Mg, предназначенный для производства блоков цилиндров автомобильных двигателей.

3. Предложены составы и режимы термической обработки новых композиций на основе системы Al-Zn-Mg, перспективных для создания литейного сплава с повышенной рабочей температурой (НОУ-ХАУ № 23-013-2013 ОИС от 24 мая 2013 г.).

Апробация работы

Основные материалы диссертационной работы доложены и обсуждены

• На Международной научной школе для молодежи «Материаловедение и металлофизика легких сплавов», Екатеринбург, 8-12 ноября 2010 г.

• На II Всероссийской молодежной школе-конференции Современные проблемы металловедения, Пицунда, Абхазия, 16-20 мая 2011.

• На XII Международной научно-технической Уральской школе-семинаре молодых ученых-металловедов, Екатеринбург, 2011.

• На Семинаре, посвященном 110-летию академика A.A. Бочвара, Москва, МИСиС, 8 ноября 2012 г.

Результаты диссертационной работы отражены в 10 публикациях. Структура н объем диссертации

Диссертация состоит из 5 глав, 8 выводов, библиографического списка из 108 наименований. Работа изложена на 123 страницах машинописного текста, содержит 26 таблиц и 65 иллюстраций.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ 1. Обзор литературы

Проведен анализ литературы по влиянию величины эффективного интервала кристаллизации (ЭИК), температурного интервала хрупкости, параметров структуры и состава сплавов на горячеломкость при литье алюминиевых сплавов. Проанализированы существующие на данный момент критерии оценки склонности сплавов к образованию

кристаллизационных трещин: критерии прочности, пластичности и скорости деформации и альтернативный критерий (для полунепрерывного литья слитков). Рассмотрено влияние легирующих элементов на микроструктуру, механические и технологические свойства промышленных литейных алюминиевых сплавов.

По обзору литературы были сделаны следующие выводы:

1. Влияние эффективного интервала кристаллизации (ЭИК), температурного интервала хрупкости, параметров структуры и состава сплавов на горячеломкость при литье алюминиевых сплавов хорошо изучено только для двойных систем на основе алюминия, а в тройных и многокомпонентных системах связь перечисленных параметров с горячеломкостью сложнее и изучена недостаточно.

2. Термодинамические расчеты параметров, перечисленных в п. 1, ранее не проводились. Существующие критерии оценки склонности сплавов к образованию кристаллизационных трещин не позволяют рассчитывать показатель горячеломкости литейных сплавов по технологическим пробам.

3. Среди современных литейных алюминиевых сплавов продолжают доминировать силумины. Алюминиевые сплавы на основе системы Al-Si обладают высокими литейными свойствами, но их эксплуатационные характеристики весьма посредственны. В связи с этим остается весьма актуальной разработка новых литейных алюминиевых сплавов, сочетающих высокий уровень эксплуатационных и технологических свойств.

2. Объекты и методики исследований

Исходя из анализа литературы и поставленных в работе задач, были выбраны объекты и методики расчетных и экспериментальных исследований.

Термодинамические расчеты проводили с использованием программного продукта Thermo-Cale (TCW5), позволяющего рассчитывать равновесные многокомпонентные фазовые диаграммы (политермические и изотермические разрезы), массовую долю и состав фаз, температуры ликвидуса и солидуса. Программа позволяет также рассчитывать температуру неравновесного солидуса и массовую долю твердых фаз в сплавах при кристаллизации в условиях подавления выравнивающей диффузии в твердых фазах по так называемым кривым Sheil. Эффективный интервал кристаллизации рассчитывали как разницу между температурой образования определенного количества твердых фаз (65-90%) и температурой неравновесного солидуса.

Объектами исследования служили двойные, тройные и многокомпонентные модельные сплавы на основе алюминия, легированные Си, Mg, Zn, Mn, Fe, Si, Ni в широком диапазоне концентраций, а также промышленные литейные алюминиевые сплавы всех

базовых систем. Сплавы выплавляли в лабораторной электрической печи сопротивления в графито-шамотных тиглях.

Показатель горячеломкости (ПГ) экспериментально определяли по карандашной пробе, поскольку она позволяет легко и быстро количественно определять горячеломкость. Карандашная проба представляет собой стальной разъемный кокиль, в котором получают набор стержней с головками. Стержни имеют переменное сечение с рабочими диаметрами 6, 8, 10, 12, 14, 16 мм и головками постоянного диаметра 20 мм. Показателем горячеломкости служил минимальный диаметр стержня, при котором не наблюдались трещины на поверхности образца. Таким образом, чем больше ПГ, тем больше склонность сплава к образованию горячих трещин. В работе также использовали литературные данные показателя горячеломкости, определенного по кольцевой пробе и кольцевой полукокильной пробе «ВИАМ».

Для экспериментального определения температур ликвидуса, равновесного и неравновесного солидуса использовали дифференциальный термический анализ на калориметре Setaram Labsys DSC-1600.

Металлографические исследования сплавов проводили на световом микроскопе (СМ) Neophot - 30. Качественный и количественный (микрорентгеноспектральный) фазовый анализ проводили на электронном сканирующем микроскопе (СЭМ) TESCAN Vega 3 LMH с энерго-дисперсионным детектором Х-Мах 80. Шлифы для микроструктурных исследований подготавливали на шлифовально-полировальных установках Struers Labopol-5 и Metkon.

Слитки термически обрабатывали в муфельных электрических печах с вентилятором с точностью поддержания температуры около 1 К. Выдержку под закалку проводили в печи Nabertherm, а старение в печи SNOL -1,6.2,3.0,8/9-М1.

Испытания на растяжение проводили на универсальной испытательной машине Z250 Zwick/Roell в комплексе с автоматическим датчиком продольной деформации, высокотемпературной печью, с записью диаграммы растяжения, по которой определяли механические свойства образцов при различных температурах: значения предела прочности, условного предела текучести и относительного удлинения.

Твердость определяли методом Бринелля на твердомере ТШ-2. Для экспресс-оценки сопротивления сплавов ползучести при повышенных температурах проводили измерения длительной твердости. В качестве установки для измерений использовали стандартный твердомер ТШ-2 для определения твердости по Бринеллю с установленной на ней печью сопротивления для поддержания температуры испытания. Образец находился под нагрузкой в 1565 Н в течение часа.

Определение предела усталости проводили на испытательной машине 1пзП"0п ЯЯМ-А2 по схеме консольного изгиба.

3. Термодинамические расчеты эффективного интервала кристаллизации и температурного интервала хрупкости в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия В данном разделе приведены результаты термодинамических расчетов эффективного

интервала кристаллизации (ЭИК), проанализирована связь рассчитанных эффективного и

полного интервалов кристаллизации с показателем горячеломкости (ПГ), объемной доли

жидкости с относительным удлинением в температурном интервале хрупкости (ТИХ) в

сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия.

Результаты расчета ЭИК в разных по составу сплавах двойных систем А1 - Си, А1 -

и А1 - представлены на рисунке 1 на примере системы А1 - Си (кривые 1 - 3). Расчеты

ЭИК каждого сплава проводили для разного количества твердых фаз - от 65 до 90 %. Из

рисунка следует, что положение максимума на концентрационных зависимостях ЭИК не

зависит от использованного в расчете количества твердых фаз. При этом расчетные и

экспериментально полученные кривые ЭИК имеют максимум ПГ при близких

концентрациях.

а б

Рисунок 1. Влияние концентрации меди на величину ЭИК и ПГ в системе Al-Cu: а - фазовая диаграмма системы Al - Cu со стороны алюминия (пунктир — неравновесный солидус, штрих-пунктир - температура начала линейной усадки); б - зависимости ЭИК и ПГ от концентрации меди (1-3 - расчет ЭИК при массовой доле твердых фаз 90 % (1), 80 % (2), 65 % (3); 4, 5 - экспериментально построенные зависимости ЭИК (4) и ПГ1 (5) от

концентрации меди

На рисунке 2 представлены изолинии ЭИК в трехкомпонентной системе Al — Cu - Mg в сопоставлении с изолиниями ПГ. По рисунку 2 можно отметить, что выбранное в расчете количество твердых фаз качественно не оказывает влияние на положение максимума

1 Кольцевая проба. Новиков И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966.

эффективного интервала кристаллизации. Видно, что в отличие от двойных систем корреляция между ПГ и ЭИК в трехкомпонентных системах в целом гораздо хуже: положения максимумов ПР и ЭИК сильно расходятся внутри каждой из исследованных систем. Аналогичные результаты были получены в системах АЬСи-Э! и По всей

видимости, это в первую очередь связано с наличием в кристаллизующихся сплавах исследуемых систем разных фазовых областей. Поэтому были проведены расчеты лучевых политермических разрезов, сплавы на которых при кристаллизации проходят через одни и те же фазовые области, а затем рассчитаны зависимости ЭИК от состава сплавов на каждом из этих разрезов.

Рисунок 2. Изолинии расчетного ЭИК и ПГ в системе А1 - Си - а - изолинии расчетного ЭИК (°С) при 90 % твердых фаз; б - изолинии расчетного ЭИК (°С) при 80 % твердых фаз; в - изолинии расчетного ЭИК (°С) при 70 % твердых фаз; г - изолинии ПГ2 (по кольцевой

пробе в мм)

На рисунке 3 представлены границы фазовых областей после окончания неравновесной кристаллизации в системе А1 - Си- По рисунку 3 выбраны два лучевых разреза, все ординаты сплавов на которых проходят через одни и те же фазовые области.

2 РигпрЬгеу \У.1„ Мооге О.С. //1 1пз1. Мйак - 1948 - у.74 - р. 425

Рисунок 3. Границы фазовых областей после окончания неравновесной кристаллизации в системе А1 — Си - Цифрами указаны температуры кристаллизации тройных эвтектик: (А1)+А1з1У^2+А1бСи1^4 - 444 °С, (А1)+ А1бСиМ§4+А1гСиМ§ - 471 °С, (Al)+Al2CuMg+Al2Cu - 507 °С

На рисунке 4 показаны рассчитанные политермические разрезы и зависимости ПГ и расчетной величины ЭИК от состава вдоль этих разрезов для системы А1 - Си -

Рисунок 4. Влияние концентрации меди и магния на величину ЭИК и ПГ" в системе А1 - Си -Мё а - политермический разрез 1 по рисунку 3; б - концентрационные зависимости ПГ (1) и расчетного ЭИК (90 % (2) и 65 % (3) твердых фаз) по разрезу 1; в - политермический разрез 2 по рисунку 3; г - концентрационные зависимости ПГ (1) и расчетного ЭИК (90 % (2) и 65 %

(3) твердых фаз) по разрезу 2

3 Pumphrey W.I., Moore D.C. // J. Inst. Metals - 1948 - v.74 - p. 425

10

Проведен анализ экспериментальных зависимостей относительного удлинения в температурном интервале хрупкости (ТИХ) и рассчитанной доли жидкой фазы от

На практике для оценки склонности сплавов к образованию кристаллизационных трещин часто пользуются не величиной ЭИК, а величиной полного интервала неравновесной кристаллизации (ПИК), поскольку экспериментальное определение ЭИК является достаточно сложным и трудоемким. При этом подразумевается, что ПИК и ЭИК однозначно связаны друг с другом: чем шире ПИК, тем больше ЭИК. Однако это утверждение верно не во всех случаях. На рисунке 5 в качестве примера представлена зависимость ЭИК, ПИК и ПГ от концентрации меди в системе Al-Cu. Можно отметить достаточно четкую связь ПИК и ЭИК в сплавах данной системы. Качественно аналогичная зависимость наблюдается и в других двойных системах эвтектического типа, таких как Al-Mg, Al-Si и т.д. Но если перейти к тройным системам (Al-Cu-Mn, Al-Fe-Ni, Al-Si-Ni, Al-Cu-Ni), то корреляция ПИК и ЭИК будет отсутствовать в большинстве систем. Рисунок 6 иллюстрирует это на примере зависимостей ПИК и ЭИК от концентрации меди и марганца в системе Al-Cu-Mn. Таким образом, допущение об однозначной связи ПИК и ЭИК не всегда правильно.

0 12 3 Мп,% 0 12 3 Мл, %

а б

Рисунок 6. Изолинии расчетного ЭИК (°С) (а), соответствующего образованию 65 % твердых фаз, и ПИК (°С) в системе А1-Си-Мп.

Рисунок 5. Концентрационные зависимости экспериментально определенного ЭИК4 (°С) (кривая 1), рассчитанного ЭИК (°С) (кривая 2), соответствующего образованию 65 % тв. фаз, ПИК (°С) (кривая 3), и ПГ3 (кривая 4), в алюминиевом углу системы Al-Cu.

■ 90-120 И 60-90

□ 30-60

□ 0-30

Си, % б

4

2

Я 160-200 В120-160 0 80-120

□ 40-80

□ 0-40

4 Кольцевая проба. Новиков И.И.. Горячеломкость цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966.

11

температуры. Показано, что в сплавах системы Al-Си нижняя граница температурного интервала хрупкости соответствует примерно 10об.% жидкой фазы, а в сплавах системы Al - Mg - примерно 20 об.% жидкой фазы. Наличием большего количества жидкой фазы в температурном интервале хрупкости в сплавах системы Al —Mg можно объяснить их большую пластичность (среднее значение 5 я 0,35 %) по сравнению со сплавами системы Al-Cu (среднее значение 5 = 0,1 %). При этом сплавы системы Al-Mg имеют значительно меньшую величину усадки (е = 0,13-0,17%) в температурном интервале хрупкости, чем сплавы системы Al-Cu (е = 0,15-0,28 %). В результате величина запаса пластичности (ЗП) у сплавов Al-Mg больше, чем в сплавах на основе системы Al-Cu. Так, для сплавов Al-3,5%Cu и А1-5%Си величина ЗП составляет 0,12 и 0,28 %, соответственно, в то время как по результатам расчетов по зависимостям 5-Т и е-Т в сплавах Al-2,5%Mg и AI-7%Mg ЗП составляет 0,15 и 0,45 %, соответственно. В результате магналии, имея больший ЗП при широком ЭИК, менее склонны к горячеломкости.

4 Расчет показателя горячеломкости в многокомпонентных сплавах на основе

алюминия

В данной главе проанализирована связь рассчитанных эффективного и полного интервалов кристаллизации с ПГ в промышленных алюминиевых сплавах на основе систем Al-Cu, Al-Cu-Mg Al-Si-Cu, Al-Si-Mg, Al-Si-Cu-Mg, Al-Mg и Al-Mg-Zn. Приведены результаты расчетов и экспериментального определения ПГ (карандашная проба) по расчетной величине ЭИК в двух выделенных группах сплавов. К первой группе отнесены сплавы на основе системы Al-Si-Cu-Mg, дополнительно легированные Zn, Fe, Ni и Мп. Эта базовая система большинства промышленных литейных сплавов на алюминиевой основе — 2хх (Al-Cu, Al-Cu-Mg), Зхх (Al-Si-Cu, Al-Si-Mg, Al-Si-Cu-Mg), 4xx (Al-Si) серий, - в качестве основных легирующих элементов в которых используются в разных сочетаниях именно Si, Cu и Mg. Ко второй группе отнесены сплавы на основе систем Al-Mg (5хх серия) и Al-Zn-Mg-(Cu) (7хх серия).

На рисунке 7 представлены зависимости ПГ от рассчитанной величины ЭИК для всех исследованных сплавов, разделенных на две группы. Видно, что для первой группы сплавов наблюдается близкая к линейной зависимость ПГ от ЭИК. Для второй группы сплавов наблюдается значительный разброс значений ПГ при постоянной величине ЭИК. Исследована зависимость ПГ от расчетной величины ПИК. Можно отметить неплохую корреляцию ПГ и ПИК в первой группе сплавов, однако, разброс значений ПГ несколько больший, чем на зависимости от ЭИК. Во второй же группе сплавов наблюдается обратная зависимость, с увеличением ПИК происходит снижение ПГ. Следовательно, в сплавах

многокомпонентных систем для оценки горячеломкости в большинстве случаев нельзя пользоваться величиной ПИК. Исключением могут быть сплавы, близкие по составу к чисто эвтектическим, у которых ПИК очень мал - не более 20-30 °С. Тогда ЭИК будет еще меньше и склонность к образованию горячих трещин у подобных сплавов должна быть небольшой.

ПГ, мм 40

Рисунок 7. Зависимость ПГ3 от 30

рассчитанной величины ЭИК исследованных промышленных сплавов: 1 — сплавы систем Al- 20

Cu, Al-Cu-Mg Al-Si-Cu, Al-Si-Mg, Al-Si- Cu-Mg; 2 - сплавы системы Al-Mg и Al-Mg-Zn ю

o

0 50 100 ¡50 200

эж,°с

В итоге необходимо отметить важную закономерность, вытекающую из анализа связи ПГ с рассчитанной величиной ЭИК: все существующие литейные алюминиевые сплавы можно условно разделить на две группы по возможности расчетной оценки их склонности к образованию кристаллизационных трещин. В первую группу можно выделить сплавы на основе систем Al-Si (все силумины) и Al-Cu-(Mg) в величиной рассчитанного ЭИК менее 100 °С, а во вторую - сплавы AI-Mg-(Zn) с ЭИК большим 100 °С. Такое разделение связано в основном с большой разницей в температуре неравновесного солидуса в сплавах рассматриваемых систем (505-577 °С в сплавах систем Al-Si и Al-Cu-(Mg)-(Si) и менее 450 °С в сплавах системы Al-Mg-(Zn)), что и обуславливает большую разницу в величине ЭИК.

Далее будут приведены результаты расчетов и экспериментального определения ПГ (карандашная проба) по расчетной величине ЭИК в двух выделенных группах промышленных и экспериментальных сплавов. Выбор составов экспериментальных композиций осуществлялся, исходя из составов промышленных сплавов тех же систем. Так, концентрация основных матричных упрочнителей в системе Al-Cu-Mg находится в интервале (5-6,5)%Си и (0,5-2)%Mg, Si варьировался от 0,5 до 7%. Концентрация добавок Мп, Fe и Ni находится в интервале 0,6-4% с целью получения различной расчетной величины ЭИК. В промышленных сплавах системы Al-Zn-Mg концентрации Zn и Mg находятся в области наибольшей горячеломкости (Zn/Mg>l). В связи с этим и по причинам, которые будут более подробно рассмотрены в главе 5, в экспериментальных сплавах концентрацию Zn и Mg варьировали в интервале 3,5-4,5% при соотношении Zn/Mg = 1.

5 Кольцевая полукокильная проба «ВИАМ». Новиков И.И.. Горячеломкосгь цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966.

Для исследуемых промышленных и экспериментальных сплавов на основе системы А1-Си-1У^-$1 был определен ПГ по карандашной пробе и рассчитан ЭИК для различного количества твердых фаз от 65 до 85 %. По полученным данным построены зависимости ПГ от ЭИК. Зависимость ПГ от ЭИК, определенного для 65 % твердых фаз (рисунок 8) хорошо описывается линейным уравнением с достоверностью аппроксимации Я2=0,93:

ПГ = 0,11 ■ ЭИК + 7,6. (1)

Расчеты для 75 и особенно 85 % твердых фаз показывают сильные отклонения от линейной зависимости ПГ от ЭИК.

ПГ, мм

Рисунок 8. Зависимость экспериментально определенного ПГ от расчетной величины ЭИК, определенной для 65 % твердых фаз в сплавах на основе системы

Полученное уравнение (1) было использовано для расчета ПГ других 10 сплавов. Можно отметить достаточно хорошую сходимость экспериментально определенного ПГ и рассчитанного по ЭИК с использованием уравнения 1 во всех рассмотренных многокомпонентных промышленных и экспериментальных сплавах. Рисунок 9 наглядно иллюстрирует полученные результаты. При этом средняя ошибка расчета ПГ составляет 5 %, а максимальная не превышает 15 %, что сопоставимо с погрешностью эксперимента.

ПГ, мм

Рисунок. 9. Зависимости рассчитанного (♦) и экспериментально определенного ( •) ПГ от расчетной величины ЭИК для сплавов на основе системы Al-Cu-Mg-Si

1Ю 150

ЭИК, х

Для промышленных и экспериментальных сплавов на основе системы было

проведено аналогичное исследование. Видно, что зависимость ПГ от ЭИК, определенного для 65% твердых фаз (рисунок 10), хорошо описывается линейным уравнением с достоверностью аппроксимации Я2=0,93:

ПГ = 0,07 • ЭИК + 5,6. (2)

Расчеты для 75 и особенно 85 % твердых фаз показывают несколько большие отклонения от линейной

ГТГ, мм ' ^ 16

14

12

10

8

Уравнение (2) проверено на других 9 сплавах той же базовой системы легирования. Рисунок 11 наглядно иллюстрирует полученные результаты.

Рисунок 1 1. Зависимости рассчитанного (♦!) и экспериментально определенного ( ■ ) ПГ от расчетной величины ЭИК для сплавов системы

50 100 150 200

ЭИК, °С

Таким образом, проведенное исследование показало возможность расчета с удовлетворительной погрешностью показателя горячеломкости только по величине ЭИК в многокомпонентных литейных алюминиевых сплавах на основе всех базовых систем легирования - Al-Si, Al-Si-Mg, Al-Si-Cu, Al-Si-Cu-Mg, Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Mg, Al-Zn-Mg с часто используемыми добавками Mn, Ni, Fe.

ависимости ПГ от ЭИК.

Рисунок 10. Зависимость экспериментально определенного ПГ от расчетной величины ЭИК, определенной для 65 % твердых фаз для сплавов на основе системы А1-Мя-2п

0

80

100

120 140 160 ЭИК. °С

5 Поиск перспективных многокомпонентных композиций на основе алюминия для создания новых сплавов по термодинамическим расчетам

Системы Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Zn-Mg являются базовыми для давно и широко используемых деформируемых сплавов. Литейные сплавы систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg (кроме АЦ4Мг) в российском ГОСТ 1583-93 отсутствуют, и в промышленности как литейные не применяются. В американском стандарте они имеются, причем их состав очень близок к деформируемым сплавам.

Для достижения высокой прочности после закалки и старения концентрация меди и магния в матричных сплавах Al-Cu-Mg находится чаще всего на уровне 3,5-6,5 % и 0,41,8 %, соответственно, а в сплавах Al-Zn-Mg концентрация цинка и магния на уровне 3-7 % и 1-4,5 %, соответственно. При таком соотношении цинка к магнию (более 1) в сплавах Al-Zn-Mg достигается максимальный эффект упрочнения при старении, но сплавы обладают низким сопротивлением коррозионному растрескиванию и высокой склонностью к образованию кристаллизационных трещин. Известно, что наилучшего сочетания механических, коррозионных и технологических свойств можно добиться при соотношении Zn/Mg ~1 (или меньшем). Введение таких элементов как Fe, Si, Ni и Мп должно обеспечить лучшую технологичность при литье за счет сужения ЭИК и образования большего количества жидкой фазы в нижней его части. Высокое содержание Fe, Si, Ni и Мп может приводить к образованию первичных интерметаллидов, имеющих грубую пластинчатую или игольчатую форму (например, AbFe, AbFeNi, АЦМп и др.), что будет сильно снижать пластичность. Кроме того, эти добавки, связывая основные матричные упрочнители, такие как Си и Mg, в фазы типа Л17Си2Ге, AbCu2Mg8SÍ6, А13(№,Си)2, MgiSi и др., снижают эффект дисперсионного упрочнения при старении. В связи с этим необходимо подбирать оптимальные комбинации и концентрации Fe, Si, Ni и Мп.

По результатам термодинамических расчетов, подтвержденных экспериментальными исследованиями микроструктуры, фазового состава сплавов, состава алюминиевого твердого раствора и горячеломкости, а также калориметрическими исследованиями, были предложены перспективные композиции на основе систем Al-Cu-Mg-Si и Al-Zn-Mg, удовлетворяющие поставленным требованиям. Механические свойства и показатель горячеломкости перспективных композиций представлены в таблицах 2-4 в сопоставлении с аналогичными свойствами некоторых промышленных сплавов тех же систем.

В таблице 1 представлен расчетный и экспериментально определенный состав (Al) на примере двух перспективных композиций. Из таблицы 1 видно, что достаточно большое количество основных матричных упрочнителей (Cu, Mg, Zn) входит в алюминиевый твердый

раствор (А1), которое должно обеспечить хороший эффект упрочнения при старении. Можно отметить хорошую сходимость расчетных и экспериментальных концентраций Хп, Си, и 81. Что касается марганца, то он при неравновесной кристаллизации частично входит в (А1), а при гомогенизации выходит из него, образуя дисперсоиды. Однако методом микрорентгеноспектрального анализа измерен средний состав (А1) и Мп-содержащих частиц. Поэтому, как видно из таблицы 1, в эксперименте концентрация Мп значительно выше, чем по расчету.

Таблица I. Состав алюминиевого твердого раствора при температуре закалки (расчет/эксперимент)___

Сплав Тзак, °С Концентрация легирующих элементов, %

гп Си Mg Мп

А1-5Си-2Мё-Мп-Ре-&1 505 - 4,4 / 4,3 0,6 / 0,65 0,04 / 0,2 0,5/0,3

А1-4,5гп-4,5Мв-1.0Мп-0,8Ре-1,6№ 525 5,0/5.4 - 5,0/5,0 0,2/1,0 -

На рисунке 12, в качестве примера, приведены микроструктуры двух перспективных сплавов в закаленном состоянии. В микроструктуре сплава А1-5Си-21\^-Мп-Ре-$1 (рисунок 12 а) можно выделить наличие фазы а (А1|5(Ре,Мп)з812) (разветвленные кристаллы - спектр 452) и светлые включения фазы АЬСи (спектр 451 на рисунке 12 а). В микроструктуре сплава А1-4,57п-4,5М§-1,0Мп-0,2Ре-1,6№ присутствуют включения кристаллизационного происхождения фазы АЬРе№ (спектры 403, 405 по рисунку 12 б).

50цш 1 1 БОцт 1

а б

Рисунок 12. Микроструктуры исследуемых сплавов в закаленном состоянии: а - А1-5Си-2М§-Мп-Ре-Б!; б - Al-4,5Zn-4,5Mg-1,0Мп-0,8Ре-1,6№

Результаты проведенных расчетов фазового состава и состава (А1) показывают неплохую возможность получения высоких характеристик механических свойств в рассмотренных сплавах, за счет достаточно высокой легированное™ алюминиевой матрицы основными твердорастворными упрочнителями и присутствия избыточных фаз достаточно компактной морфологии.

Исследовано влияние температуры и времени старения на твердость перспективных композиций. Определены оптимальные режимы старения Т7, обеспечивающего стабилизацию твердости и тонкой структуры, и длительная высокотемпературная твердость, как характеристика жаропрочности. Таблица 2 иллюстрирует результаты в сравнении с аналогичными данными, полученными на некоторых промышленных сплавах исследуемых систем. Сравнение результатов определения твердости при комнатной и повышенных температурах и ПГ говорит о превосходстве новых экспериментальных сплавов над промышленными.

Таблица 2. Твердость и длительная твердость исследуемых и известных высокопрочных и жаропрочных сплавов в состоянии Т7 ____

№ Состав Режим старения Т7 НВ НВ, чад при температуре старения ПГ, мм

1 А1-5Си-1,5Мй-81-Ре-№ 250 °С, 2,5 часа 139 61 12-14

2 А1-6Си-0,5МВ-81-№-Ре-Мп 130 61 12

3 А1-5Си-2К%-Мп-Ре-81 138 62 14

АМ5 А1-5Си-0,8Мп-0,25Т1 85 46 >16

АЗ 90 А1-1751-4,5Си-0,6Мй-0,ЗРе 110 47 10

4 AI-4.5Zn-4.5Mg-1,5Мп-0,8Ре-2,451 200 °С, 4 часа 129 72 12

5 Al-4,5Zn-4,5Mg-1,0Мп-0,8Ре-1,6№ 155 65 14

6 А1-4,5гп-4.5Мд-1,5Мп-0,5№-1,4Ре-2,181 133 62 12

771.0 Al-7Zn-0,9Mg-0,1 ЗСг-0,1581-0,15Ре Т71 (160 °С, 3 часа) 120 57 (при 200 °С) >16

На рисунке 13 представлена тонкая структура распада алюминиевого твердого раствора на примере сплавов А1-5Си-21У^-Мп-Ре-81 (рисунок 13 а) и А1-4,5гп-4,51У^-1,0Мп-0,8Ре-1,6№ (рисунок 13 б). Тонкая структура сплава А1-5Си-2Г^-Мп-Ре-81 представляется выделениями метастабильной фазы Э'(А12Си) (рисунок 13 а), о чем свидетельствует типичная ее морфология и электронограмма. Распад алюминиевого твердого раствора сплава А1-4,57п-4,51У^-1,0Мп-0,8Ре-1,6№ представляется в основном метастабильными выделениями фазы Ч' (К^гп2) (рисунок 13 б), что также подтверждается литературными данными.

а б

Рисунок 13. Тонкая структура сплавов А1-5Си-2Г^-Мп-Ре-81 (а) и А1-4,5гп-4,51^-1,ОМп-0,8Ре-1,6Ы1 (б) в состоянии Т7 и электронограммы в плоскости (001)

В таблицах 3-4 представлены результаты проведения испытаний на растяжение при комнатной и повышенных температурах для исследованных перспективных сплавов в сравнении со свойствами промышленных сплавов.

Таблица 3. Механические свойства сплавов на основе системы А1-Си-М§ и А1-8^Си-Мк

Сплав Результаты испытаний при 25 "С, Т7 Результаты испытаний при 250°С, Т7

со.2, МПа св, МПа 5, % со 2, МПа о„, МПа 8,%

1 - 265 0,0 - 230 0,10

2 290 340 0,8 197 218 1,5

3 300 317 0,3 245 260 0.9

201.0' 450 495 6 90 110 25

242.02 235 275 1 160 205 8

А390 - 239 0,15 166 172 0,6

1 АМ,6Си-0,35Мц-0^-0,35Мп-0,25Т|; 2 А1-4Си-2,5М£-2№ (режим старения - 175 °С, 44 часа)

По результатам испытаний на растяжение при комнатной температуре экспериментальные сплавы на основе системы Al-Cu-Mg практически не уступают и даже превосходят промышленные сплавы той же системы легирования и высокотехнологичный силумин А390 по пределу прочности. Исключением является сплав 201.0, который имеет 08 = 495 МПа при комнатной температуре за счет легирования серебром, усиливающим эффект упрочнения при старении. Однако сплав 201.0 при испытаниях при 250°С

разупрочняется, сильно уступая экспериментальным сплавам. В результате сплавы 1-3 значительно превосходят промышленные по прочности при повышенной температуре.

Таблица 4. Механические свойства сплавов на основе системы Al-Zn-Mg

Сплав Результаты испытаний при 25 "С, Т7 Результаты испытаний при 200 °С, Т7

со 2, МПа ов, МПа 5,% ао.2, МПа св, МПа S,%

4 276 279 0,2 213 220 0,6

5 _ 305 0,1 271 273 0,4

6 - 275 0,1 225 230 0,5

771.0' 310 330 2,0 - - -

710.02 150 215 5 140 165 10

712.0J 170 240 5 115 135 6

' режим старения - Т71 (160 "С, 3 часа); 2А1-6,5гп-0,71^-0,5Си (старение после литья - 205 "С, 0,5 часа);3 А1-

5,8Zn-0,6Mg-0,5Cr-0,2Ti (режим старения - 157 °С, 7 часов);

По результатам испытаний на растяжение при комнатной температуре экспериментальные сплавы на основе системы Al-Zn-Mg практически не уступают и даже превосходят промышленные сплавы той же системы легирования. В данной группе сплавов также есть исключение - сплав 771.0, который имеет о.= 330 МПа при комнатной температуре за счет дополнительного легирования медью, усиливающей эффект упрочнения при старении. Испытания при 200 °С показывают значительное превосходство всех экспериментальных сплавов над промышленными по прочности при повышенной температуре, в частности наиболее перспективным представляется сплав №5 (Al-4,5Zn-4,5Mg-1 ,OMn-0,8Fe-1,6Ni). На новые сплавы (№№ 4-6) на основе системы Al-Zn-Mg и режимы их термической обработки получено НОУ-ХАУ (№ 23-013-2013 ОИС).

Недостатком всех новых сплавов является весьма низкая пластичность, что, конечно, сужает возможности их использования. Однако для некоторых изделий, в частности, для моноблоков и головок блока цилиндров автомобильных двигателей требования к пластичности при растяжении невелики. В частности, для их изготовления используются эвтектические и заэвтектические силумины с относительным удлинением менее 1%.

В настоящей работе на основе композиций №№ 1 и 3 (таблица 2) был разработан сплав для производства моноблоков и блоков цилиндров взамен используемого в настоящее время заэвтектического силумина А390. Новый сплав на основе системы Al-Cu-Mg имеет уровень механических свойств при испытании на растяжение не ниже свойств сплава № 3 (таблица 3) и значительно превышающий свойства А390. Разработанный сплав в сочетании с высокой кратковременной прочностью показал при 150 °С более высокие (на 10-15 %) усталостные характеристики и меньшую релаксацию напряжений при длительной выдержке.

На состав разработанного сплава и технологию производства из него фасонных отливок подготовлена заявка на патент.

Выводы по работе

1. На примере двойных систем Al-Cu, Al-Mg и Al-Si установлена четкая связь показателя горячеломкости с рассчитанной величиной эффективного интервала кристаллизации, определенной как разница между температурой образования определенного количества твердых фаз (65-90 % масс.) и температурой неравновесного солидуса. Показана хорошая сходимость между расчетной и экспериментально определенной величиной эффективного интервала кристаллизации во всех изученных двойных системах.

2. В изученных тройных системах Al-Cu-Mg, Al-Cu-Si и Al-Si-Mg связь величины расчетного эффективного интервала кристаллизации и показателя горячеломкости в целом хуже. Однако анализ лучевых разрезов в тройных системах демонстрирует аналогичную двойным системам связь показателя горячеломкости и рассчитанного эффективного интервала кристаллизации в том случае, когда все сравниваемые по показателю горячеломкости сплавы кристаллизуются по однотипным реакциям с участием одинаковых фаз.

3. Проведен анализ температурных зависимостей экспериментально определенного относительного удлинения и расчетной объемной долей жидкости в интервале кристаллизации. На примере сплавов двойных систем Al-Cu, Al-Mg и тройной системы Al-Si-Cu показано, что относительное удлинение в температурном интервале хрупкости хорошо коррелирует с количеством жидкой фазы и оказывает влияние на склонность к образованию кристаллизационных трещин.

4. Проанализирована связь рассчитанных полного и эффективного интервалов кристаллизации с экспериментально определенным показателем горячеломкости в промышленных литейных сплавах на основе систем Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Si-Cu, Al-Si-Mg, Al-Si-Cu-Mg, Al-Mg, AI-Zn-Mg. По результатам анализа связи эффективного интервала кристаллизации и показателя горячеломкости все промышленные сплавы разделены на две группы, в пределах каждой из которых наблюдается хорошая корреляция между рассматриваемыми характеристиками. К первой группе отнесены сплавы на основе систем Al-Cu-(Mg) и Al-Si-Cu-Mg, а ко второй - Al-Mg-(Zn). Связь между полным интервалом кристаллизации и показателем горячеломкости исследованных сплавов практически полностью отсутствует.

5. Установлена возможность расчета с удовлетворительной погрешностью показателя горячеломкости только по величине ЭИК в многокомпонентных литейных алюминиевых

сплавах на основе базовых систем легирования - Al-Cu-Mg-Si и Al-Zn-Mg с часто используемыми добавками Mn, Ni, Fe.

6. С использованием термодинамических расчетов показателя горячеломкости, политермических и изотермических разрезов многокомпонентных диаграмм состояния, фазового состава и состава алюминиевого твердого раствора выбраны составы новых перспективных высокотехнологичных сплавов на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg. Результаты расчетов подтверждены экспериментальным определением показателя горячеломкости, исследованием микроструктуры сплавов в закаленном состоянии, калориметрическими исследованиями. Определены оптимальные режимы старения Т7 и механические свойства при растяжении перспективных сплавов при комнатной и повышенной температурах.

7. Предложены перспективные сплавы на основе систем Al-Zn-Mg, обладающие высокими механическими характеристиками (ов > 220 МПа) при температуре 200 °С в сочетании с хорошими литейными свойствами (ПГ=12-14 мм).

8. Разработан высокотехнологичный и жаропрочный сплав на основе системы Al-Cu-Mg, предназначенный для производства моноблоков и блоков цилиндров автомобильных двигателей взамен используемого в настоящее время сплава А390.

Основные положения диссертации опубликованы в работах:

1. Золоторевский B.C., Поздняков А.В., Хван А.В. «Термодинамические расчеты эффективного интервала кристаллизации и его связь с показателем горячеломкости двух- и трехкомпонентных сплавов на основе алюминия». Известия вузов. «Цветная металлургия», 2011, №1, с. 52-57. (V. S. Zolotorevskiy, А. V. Pozdniakov, and А. V. Khvan. «Thermodynamic Calculations of the Effective Solidification Range and Its Relation to Hot Cracking of Aluminum-Based Ternary Alloys». Russian Journal of Non-Ferrous Metals, 2011, Vol. 52, No. 1, pp. 50-55).

2. Поздняков А.В., Золоторевский B.C. «Создание расчетных методов оценки горячеломкости и их использование при разработке новых литейных алюминиевых сплавов». Литейное производство, 2011, №11, с. 22-26.

3. Золоторевский B.C., Поздняков А.В., Канакиди Я.Ю. «О связи полного и эффективного интервала кристаллизации с горячеломкостью многокомпонентных сплавов на основе алюминия». Известия вузов. «Цветная металлургия», 2012, № 5, с. 57-62. (Zolotorevskiy V.S., Pozdniakov A.V., Kanakidi Ya.Yu. «About the relation between a full and effective solidification range with hot cracking in the multicomponent alloys on the basis of aluminum». Russian Journal of Non-Ferrous Metals, 2012, Vol. 53, No. 5, pp. 392-398).

4. Золоторевский B.C., Поздняков A.B., Чурюмов А.Ю. «Поиск перспективных композиций для создания новых многофазных литейных сплавов на основе матрицы Al-Cu-Mg с использованием термодинамических расчетов и математического моделирования». Физика металлов и металловедение, 2012, том 113, № 11, с. 1-10 (V. S. Zolotorevskiy, А. V. Pozdniakov, and A. Yu. Churyumov. Search for Promising Compositions for Developing New Multiphase Casting Alloys Based on Al-Cu-Mg Matrix Using Thermodynamic Calculations and Mathematic Modeling. The Physics of Metals and Metallography, 2012, Vol. 113, No. 11, pp. 1052-1060).

5. Чеверикин В.В., Поздняков A.B., Чурюмов А.Ю., Золоторевский B.C. Использование термодинамических расчетов и математического моделирования при разработке литейных алюминиевых сплавов. Технологи легких сплавов, 2012, № 4, с. 13-20.

6. Поздняков A.B., Золоторевский B.C. «Создание расчетных методов оценки горячеломкости и их использование при разработке новых литейных алюминиевых сплавов». Международная научная школа для молодежи «Материаловедение и металлофизика легких сплавов». Сборник научных статей, Екатеринбург, 2010.

7. Поздняков A.B., Золоторевский B.C. «Создание расчетных методов оценки горячеломкости и их использование при разработке новых литейных алюминиевых сплавов», Всероссийская молодежная школа-конференция Современные проблемы металловедения, Пицунда, Абхазия, 16-20 мая 2011.

8. Поздняков A.B., Золоторевский B.C. «О связи полного и эффективного интервала кристаллизации с горячеломкостью многокомпонентных сплавов на основе алюминия». XII Международная научно-техническая Уральская школа-семинар молодых ученых-металловедов. Екатеринбург, 2011.

9. Золоторевский B.C., Поздняков A.B., Колесников Д.А. «О возможности расчета температурного интервала хрупкости в кристаллизующихся сплавах на основе алюминия. Международный научный журнал «Альтернативная энергетика и экология», 2013, № 1, с. 4448.

10. Золоторевский B.C., Поздняков A.B., Чурюмов А.Ю. «Поиск перспективных композиций для создания новых многофазных литейных сплавов на основе матрицы Al-Zn-Mg с использованием термодинамических расчетов и математического моделирования». Физика металлов и металловедение, 2013, том 114, № 12, с. 1-10.

Формат 60 х 90 '/!6 Тираж 100 экз. Объем 1,5 пл. Заказ 3993 Печать цифровая Отпечатано с готовых оригинал-макетов в типографии Издательского Дома МИСиС, 119049, Москва, Ленинский пр-т, 4 Тел. (499) 236-76-17, тел./факс (499) 236-76-35

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»

04201361544 На правах рукописи

Поздняков Андрей Владимирович

РАСЧЕТ ПОКАЗАТЕЛЯ ГОРЯЧЕЛОМКОСТИ И ЕГО ИСПОЛЬЗОВАНИЕ ПРИ РАЗРАБОТКЕ НОВЫХ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Специальность 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»

Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ: Профессор, доктор технических наук Золоторевский В.С.

Москва 2013

Содержание

Введение.............................................................................................................................................4

1 Обзор литературы...........................................................................................................................7

1.1 Горячеломкость при литье......................................................................................................7

.1.1 Эффективный интервал кристаллизации и его влияние на горячеломкость..................8

.1.2 Линейная усадка в интервале кристаллизации................................................................12

[.1.3 Пластичность сплавов в твердо-жидком состоянии. Температурный интервал

хрупкости......................................................................................................................................14

[.1.4 Влияние структуры и свойств на пластичность сплавов в твердо-жидком состоянии 18

.1.5 Критерии оценки горячеломкости....................................................................................22

.1.5.1 Критерий пластичности, или запас пластичности........................................................22

. 1.5.2 Критерий скорости деформации....................................................................................25

.1.5.3 Критерий прочности........................................................................................................26

.1.5.4 Альтернативный критерий..............................................................................................27

.2 Промышленные литейные алюминиевые сплавы..............................................................29

.2.1 Силумины: безмедистые и с добавками меди..................................................................30

.2.2 Литейные сплавы с медью.................................................................................................36

.2.3 Литейные сплавы с магнием..............................................................................................40

.2.4 Новые литейные алюминиевые сплавы............................................................................44

1.3 Выводы по обзору литературы.............................................................................................45

2 Объекты и методики исследований............................................................................................46

2.1 Термодинамические расчеты................................................................................................46

2.2 Объекты исследования, их получение.................................................................................46

2.3 Определение литейных свойств...........................................................................................47

2.4 Микроструктурные исследования........................................................................................49

2.4.1 Световая микроскопия.......................................................................................................49

2.4.2 Микрорентгеноспектральный анализ...............................................................................49

2.4.3 Просвечивающая электронная микроскопия...................................................................50

2.5 Термическая обработка.........................................................................................................50

2.6 Определение механических свойств....................................................................................50

2.6.1 Испытания на растяжение..................................................................................................50

2.6.2 Измерение твердости..........................................................................................................51

2.6.3 Измерение длительной твердости.....................................................................................52

2.6.4 Испытания на высокоцикловую усталость......................................................................52

3 Термодинамические расчеты эффективного интервала кристаллизации и температурного

интервала хрупкости в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия......53

3.1 Термодинамические расчеты эффективного интервала кристаллизации в сплавах двух и трехкомпонентных систем на основе алюминия...................................................................53

3.2 Связь эффективного и полного интервалов кристаллизации в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия......................................................................65

3.3 Термодинамические расчеты температурного интервала хрупкости в сплавах двух- и трехкомпонентных систем на основе алюминия......................................................................68

4 Расчет показателя горячеломкости в многокомпонентных сплавах на основе алюминия... 73

4.1 Термодинамические расчеты эффективного и полного интервалов кристаллизации в сплавах многокомпонентных систем на основе алюминия.....................................................73

4.2 Расчет показателя горячеломкости в сплавах на основе системы А1-8ьМ§-Си.............77

4.3 Расчет показателя горячеломкости в сплавах на основе системы ..................83

5 Поиск перспективных многокомпонентных композиций на основе алюминия для создания новых сплавов по термодинамическим расчетам.........................................................................88

5.1 Расчет политермических и изотермических разрезов многокомпонентных систем......89

5.1.1 Система А1-Си-М£-Ре-81-№-Мп........................................................................................89

5.1.2 Система АЬгЫ^-Ре-вШШп........................................................................................92

5.2 Расчетное и экспериментальное исследование фазового состава и химического состава алюминиевого твердого раствора перспективных сплавов исследуемых систем................95

5.2.1 Сплавы на основе системы А1-Си-М§-81..........................................................................96

5.2.2 Сплавы на основе системы Al-Zn-Mg...............................................................................99

5.3 Расчетное и экспериментальное определение показателя горячеломкости..................103

5.4 Определение механических свойств..................................................................................105

Выводы по работе..........................................................................................................................114

Список использованных источников...........................................................................................116

Приложение....................................................................................................................................122

Введение

Актуальность работы

Развитие современной науки и техники показало, что для обеспечения высокого качества изделий важны не только эксплуатационные характеристики материалов, но и их технологические свойства.

В современном производстве алюминиевых сплавов исходной заготовкой в подавляющем числе случаев остается слиток для деформируемых сплавов и фасонная отливка - для литейных. Одним из наиболее распространенных видов брака при производстве отливок и слитков является горячеломкость - склонность к образованию кристаллизационных трещин. Проблема горячих трещин особенно остро отражается на разработке и производстве новых высокопрочных и жаропрочных сплавов, так как области их составов чаще всего совпадают с областью составов наиболее горячеломких сплавов.

Резко выраженная горячеломкость сплавов при литье, а также сварке с плавлением сильно осложняет, а часто делает практически невозможным внедрение в серийное производство новых сплавов с ценными эксплуатационными свойствами. При разработке новых сплавов снижения горячеломкости достигают обычно в результате трудоемких экспериментальных исследований. В связи с этим необходим такой научно обоснованный подход к разработке новых и улучшению существующих сплавов, при котором наряду с получением высокой прочности, жаропрочности и других эксплуатационных свойств обеспечивалась бы высокая сопротивляемость сплавов образованию горячих трещин.

За последние десятилетия было предложено несколько критериев оценки склонности сплавов к образованию кристаллизационных трещин: критерии прочности, пластичности и скорости деформации и альтернативный критерий (для полунепрерывного литья слитков). Все перечисленные критерии определяются либо экспериментальным, либо экспериментально-расчетным путем. Выбор необходимого критерия (или разработка нового) определяется спецификой технологии литья, наличием необходимых свойств и параметров и должен быть подтвержден путем проведения экспериментальных исследований. При этом ни один из критериев не позволяет рассчитывать показатель горячеломкости литейных сплавов по технологическим пробам. В связи с этим поиск универсального критерия, позволяющего рассчитывать показатель горячеломкости литейных сплавов по их составу является весьма актуальной задачей. Такой критерий будет неотъемлемым дополнением к методам математического моделирования и термодинамическим расчетам, которые начинают широко

использоваться при разработке новых сплавов для прогнозирования практически полного комплекса эксплуатационных свойств.

Цель работы

Целью работы является создание расчетного метода, позволяющего определять показатель горячеломкости литейных алюминиевых сплавов, и применение данного метода в комплексе с термодинамическими расчетами многокомпонентных диаграмм состояния для создания новых высокотехнологичных сплавов.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Исследовать связь расчетной величины эффективного интервала кристаллизации с показателем горячеломкости в сплавах двух-, трех- и многокомпонентных систем на основе алюминия.

2. На основании изученной связи разработать методику расчета величины показателя горячеломкости в литейных промышленных и экспериментальных сплавах многокомпонентных систем на основе алюминия.

3. С использованием разработанной методики расчета показателя горячеломкости, термодинамических расчетов политермических и изотермических разрезов многокомпонентных диаграмм состояния, фазового состава и состава алюминиевого твердого раствора провести поиск перспективных составов новых высокотехнологичных сплавов на основе систем Al-Cu-Mg-Si и Al-Zn-Mg с часто используемыми добавками Mn, Fe и Ni.

Научная новизна

1. Предложена методика расчета величины эффективного интервала кристаллизации в многокомпонентных сплавах на основе алюминия с использованием термодинамических расчетов неравновесной кристаллизации по модели Sheil.

2. Показана хорошая сходимость между расчетной и экспериментально определенной величиной эффективного интервала кристаллизации в двойных системах Al-Cu, Al-Mg и Al-Si. В изученных тройных системах Al-Cu-Mg, Al-Cu-Si и Al-Si-Mg установлена аналогичная двойным корреляция показателя горячеломкости и расчетной величины эффективного интервала кристаллизации на лучевых разрезах, когда все сравниваемые сплавы кристаллизуются по одинаковым реакциям с участием одинаковых фаз.

3. Установлена линейная связь показателя горячеломкости с расчетной величиной эффективного интервала кристаллизации в пределах двух групп промышленных и экспериментальных сплавов на основе систем А1-Си-К<^-81 и А1^п-Мц с добавками Мп, N1, Бе в области концентраций легирующих элементов, близких к концентрациям их в промышленных сплавах тех же систем.

Практическая значимость

1. Разработана методика расчета показателя горячеломкости только по величине эффективного интервала кристаллизации во всех промышленных, а также экспериментальных сплавах на основе систем А1-Си-М£-81 и А1-7п-М§ с добавками Мп, N1, Бе (НОУ-ХАУ № 22-013-2013 ОИС от 24 мая 2013 г.).

2. С использованием предложенной методики в комплексе с термодинамическими расчетами многокомпонентных фазовых диаграмм разработан высокотехнологичный, жаропрочный сплав на основе системы А1-Си-К^, предназначенный для производства блоков цилиндров автомобильных двигателей.

3. Предложены составы и режимы термической обработки новых композиций на основе системы А1-2п-М£, перспективных для создания литейного сплава с повышенной рабочей температурой (НОУ-ХАУ № 23-013-2013 ОИС от 24 мая 2013 г.).

1 Обзор литературы

1.1 Горячеломкость при литье

Горячеломкость - склонность металлов и сплавов к хрупкому межкристаллитному разрушению при наличии жидкой фазы по границам зерен [1-11]. Такое разрушение широко распространено при литье и сварке с плавлением в слитках, фасонных отливках и сварных швах, также встречается при горячей обработке давлением, термической обработке и эксплуатации изделий при повышенных температурах.

Горячие трещины - один из наиболее распространенных и трудно устранимых видов брака. Если оплавление границ зерен при горячей обработке давлением, термообработке и эксплуатации изделий можно более или менее легко предотвратить, очищая металл от легкоплавких примесей, вводя в него малые добавки для связывания этих примесей в тугоплавкие соединения или, наконец, просто ограничивая температуру нагрева точкой солидуса, то при литье и сварке с плавлением переход через интервал кристаллизации всегда неизбежен. Поэтому горячеломкость чаще всего проявляется в двух последних процессах.

Известно, что горячие трещины при литье большинства промышленных цветных сплавов являются кристаллизационными - они зарождаются и развиваются в «эффективном» интервале кристаллизации, понятие о котором было введено A.A. Бочваром [1, 12, 13]. В этом температурном интервале кристаллиты образуют каркас с распределенной внутри него жидкой фазой, и сплав обладает основным свойством твердого тела сохранять ранее приданную ему форму. Такое состояние сплавов было условно названо твердо-жидким [14]. Выше некоторой температуры в интервале кристаллизации жидкая фаза полностью отделяет друг от друга кристаллиты, и сплав обладает основным свойством жидкого тела -повышенной текучестью. Это состояние сплава в отличие от предыдущего, было условно названо жидко-твердым [14].

Противоречивость проблемы горячих трещин обусловлено главным образом тем, что горячеломкость - свойство технологическое и, как всякое технологическое свойство, оно является комплексным, сложносоставным, зависящим от протекания в металле одновременно нескольких «элементарных» процессов. Любая технологическая проба на горячеломкость, как бы хорошо она ни была приспособлена к условиям конкретной производственной задачи, не может в чистом виде выявить те элементарные процессы и соответственно те «составные» свойства сплава, комплекс которых определяет его горячеломкость. Для определения свойств сплава, находящегося в твердо-жидком состоянии, обычно непригодны методики и установки, используемые для изучения сплавов в твердом

или жидком состоянии. Необходимо применять методики и приборы, специально предназначенные для изучения тех свойств сплава в твердо-жидком состоянии, совокупность которых определяет его горячеломкость. Такие методики и установки для определения механических свойств в твердо-жидком состоянии описаны в монографии И.И. Новикова [15], со временем они модернизировались и развивались [20-23]. В настоящее время существует специализированная, многофункциональная установка - комплекс физического моделирования термомеханических процессов «Gleeble», позволяющий в частности проводить испытания в твердо-жидком состоянии при кристаллизации [24].

На склонность сплава к образованию кристаллизационных трещин, как и склонность к любому другому разрушению, решающее влияние должны оказывать механические свойства (прочность и пластичность) в температурном интервале образования этих трещин. Но анализ горячеломкости, в общем случае, нельзя свести к изучению только механических свойств: горячеломкость, проявляющаяся при литье и сварке, зависит также от термического сжатия, линейной усадки в интервале кристаллизации. На горячеломкость влияют также состав сплавов, форма и размер зерен, толщина и сплошность межзеренных жидких прослоек, газосодержание [15, 38].

1.1.1 Эффективный интервал кристаллизации и его влияние на горячеломкость

Современные представления о зависимости горячеломкости от состава в двойных системах ведут начало от работ A.A. Бочвара [1], связывающего склонность к образованию горячих трещин с величиной той части интервала кристаллизации, которая заключена между температурой начала линейной усадки и солидусом. Так как этот эффективный интервал кристаллизации при добавлении к чистому металлу второго компонента возрастает вплоть до концентрационной границы появления эвтектики в неравновесных условиях, а затем постепенно падает до нуля, то и горячеломкость, по заключению A.A. Бочвара, должна изменяться с составом по кривой с максимумом, расположенным на оси концентраций вблизи неравновесной границы появления эвтектики.

Рассмотрим более детально влияние состава на горячеломкость сплавов эвтектической системы, проводя сопоставление экспериментальных данных с диаграммой состояния. Так как при литье и сварке всегда развивается дендритная ликвация, то вполне естественно, что неравновесность кристаллизации учитывалась, начиная с самых ранних работ, анализировавших зависимость горячеломкости от состава [13].

От равновесной диаграммы состояния неравновесная отличается сдвинутой в сторону чистого компонента концентрационной границей появления эвтектики и, соответственно,

сдвинутой туда же линией солидуса, а также пониженной температурой эвтектической кристаллизац