автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование и разработка пеноалюминия, получаемого методом механического легирования из вторичного сырья

На правах рукописи

Иванов Дмитрий Олегович

«Исследование и разработка пеноалюминия, получаемого методом механического легирования из вторичного сырья»

Специальность 05.16.01

«Металловедение и термическая обработка металлов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

ООЗ 168227

Москва 2008

Диссертационная работа выполнена на кафедре металловедения цветных металлов Государственного технологического университета Московского института стали и сплавов

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ

Профессор, доктор технических наук Аксенов А А

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ Проф д т н ЭскинГИ (ОАО ВИЛС) Проф к ф-м н КрупинЮА

ВЕДУЩЕЕ ПРЕДПРИЯТИЕ ФГУП ВНИИЖТ

Защита диссертации состоится «5» июня 2008 г в часов на заседании Диссертационного совета Д 212 132 08 при Государственном технологическом университете Московского института стали и сплавов по адресу 119049, г Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, д 4, ауд 436

Справки по телефону 237-84-45

Автореферат разослан « » 2008 г

Ученый секретарь Диссертационного совета,, проф

С-Л^

Мухин СИ,

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы

В последние годы наблюдается значительный интерес к разработке новых составов и технологий получения пеноалюминия, что объясняется наличием у изделий из этого материала необычного комплекса свойств низкая плотность, низкие значения коэффициентов тепло- и электропроводности, высокая сопротивляемость воздействию огня, экологическая чистота, способность эффективно поглощать энергию удара В настоящее время пеноалюминий получают разными способами (жидкофазным и твердофазным) и в основном из первичных материалов, что достаточно дорого Один из твердофазных (или порошковых) методов, а именно механическое легирование (МЛ), может быть перспективным для внедрения в производство пеноалюминия

МЛ является, на данный момент, наиболее перспективным направлением в производстве композиционных материалов (КМ) Это один из самых современных методов получения дисперсноупрочненных керамическими частицами композиционных материалов на основе различных цветных металлов Пеноалюминий тоже можно рассматривать, как КМ, где вместо керамических частиц - порофор Поэтому МЛ тоже может стать перспективным методом для его получения Этот метод заключается в обработке порошкообразных компонентов и их смесей различного состава в высокоэнергетических мельницах и последующей консолидации, вновь сформировавшейся активированной смеси, для получения полуфабриката или готовой детали Как показали исследования, еще одним преимуществом МЛ является возможность использования отходов производства и лом алюминиевых сплавов, что значительно удешевляет производство (сырьевая составляющая в стоимости производства снижается от 45 - 65 %)

Цель работы- исследовать возможность получения пеноалюминия из вторичного сырья методом МЛ На основе проведенных исследований оптимизировать состав и структуру, а также предложить новую экономичную технологию получения пеноалюминия

Для достижения поставленной цели в работе решали следующие задачи

1 Разработать модель ценообразования и последующей кристаллизации пеноалюминия

2 Исследовать структуру и свойства пеноалюминия на разных стадиях получения

3 Сформулировать основные принципы выбора матричных сплавов

4 Выбрать порофоры и определить их оптимальное содержание в исследуемых композициях для достижения наилучшего комплекса свойств

5 Разработать экономичную технологию получения пеноалюминия

Научная новизна.

1 Показана возможность получения качественного пеноалюминия с применением метода МЛ из низкосортного вторичного сырья Метод включает в себя обработку разнородного вторичного сырья и частиц Т1Н2 в планетарной или вибрационной мельнице с целью получения

гранул - полуфабрикатов с гомогенной структурой, консолидацию гранул для получения компактного полуфабриката (прекурсора), завершающей стадией получения пеноалюминия является вспенивание при температурах выше температуры дегидрирования Т1Н2

2 Разработана имитационная модель процесса пенообразования в алюминиевых расплавах с последующей кристаллизацией пеноалюминия Показано, что модель позволяет визуализировать процесс пенообразования и дает предварительные рекомендации по параметрам получения пеноалюминия с оптимальной структурой

3 Установлен оптимальный состав шихты для получения качественного пеноалюминия Показано, что в качестве матричных сплавов могут быть применены сплавы, температура ликвидуса которых должна быть меньше или равна температуре наиболее интенсивной стадии дегидрирования Т1Н2, а оптимальное содержание этой фазы равно 1 - 1,5 масс %

4 Установлено влияние времени МЛ и скорости нагрева до температуры вспенивания на качество пеноалюминия на примере механически легированных сплава, АМгб Показано, что оптимальным временем МЛ, при котором наблюдается высокая и равномерно распределенная пористость, является 1 ч Увеличение скорости нагрева прекурсора до 2500 °С/мин приводит к уменьшению среднего размера пор до 0,64 мм, увеличению равномерности их распределения по размерам, а последующее быстрое охлаждение снижает вероятность выхода газа из образца, что приводит, в свою очередь, к снижению плотности пеноалюминия до 0,9 г/см3

Практическая ценность.

1 Разработан и предложен технологический процесс получения пеноалюминия (НОУ-ХАУ №66-013-2004) из механически легированных сплавов, АМгб, Д16 и АК12М2 с содержанием Т1Н2 от 1 до 1,5 % по массе Показано, что, например, материал АМгб + 1,5 масс % Т1Н2 после 1 ч обработки в ПМ в атмосфере аргона, консолидации при 350 °С и вспенивания со скоростью нагрева 800 °С/мин обладает следующим сочетанием показателей плотность - 0,94 г/см3, средний размер пор - 0,72 ± 0,04 мм, при коэффициенте равноосности - 0,9

2 Предложен технологический процесс получения пеноалюминия из сплавов АМгб, Д16 и АК12М2 с содержанием Т1Н2 от 0,5 до 1 % по массе методом смешивания в потоке газа (метод «вихревого» перемешивания) (НОУ-ХАУ № 109-013-2005) Показано, что, например, материал АМгб + 1 масс % Т1Н2 после обработки 7-10 мин в установке «вихревого» перемешивания, консолидации при 350 °С и вспенивании со скоростью нагрева 200 °С /мин обладает следующими сочетанием показателей плотность - 0,9 г/см3, средний размер пор - 1,6 ±0,1 мм, при коэффициенте равноосности -1,0

3 Предложен технологический процесс получения Т1Н2 - порофора, для последующего получения пеноалюминия, из стружки сплава ВТ1-0 с применением МЛ (НОУ-ХАУ № 108-0132005) Содержание водорода в таком Т1Н2 достигает 3,6 масс %

Апробация работы Основные материалы диссертационной работы доложены и обсуждены на 3-й Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур ПРОСТ-2006», 18-20 апреля 2006 г, Москва, МИСиС, всероссийской выставке научно-технического творчества молодежи «НТТМ-2006», 20-24 июня 2006 г, Москва, международной конференция «Еигота! 2007», 10 - 13 сентября 2007 г, Нюрнберг, Германия, 4-й Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур ПРОСТ-2008», 8-10 апреля 2008 г , Москва, МИСиС

По результатам работы опубликованы 3 статьи, зарегистрированы 1 программа для ЭВМ и 3 ноу-хау, подана заявка на патент РФ

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, библиографического списка из 241 источника Работа изложена на 149 страницах, содержит 14 таблиц и 63 рисунка

1. Обзор литературы

Раздел содержит обзор литературы по пенометаллам, предназначенным для применения в качестве конструкционного материала Проанализированы их основные особенности; свойства и способы получения, из которых более подробно рассмотрен порошковый способ,- который позволяет получить более равномерное распределение пор в пеноалюминии, ■ чем при жидкофазном получении Проанализированы результаты патентного поиска по "странам -производителям пеноалюминия По результатам обзора сделаны выводы о перспективности порошкового метода получения пеноалюминия (в частности МЛ) и Т1Н2, как порофора На основе выводов были сформулированы основные цели и задачи диссертационной работы

2. Методика исследования

В литературе практически отсутствует обоснованный выбор состава сплавов, поэтому для выбора оптимальных матричных сплавов - основы пеноалюминия, были выбраны композиции на основе модельных алюминиевых сплавов Д16, АК12М2 и АМгб (ГОСТ 1583-93 и 4784-97), содержащие различное количество порофора Т1Н2 Сплавы выбраны с таким расчетом, чтобы исследовать влияние типичных, но принципиально разных по химическому и фазовому составу сплавов на формирование структуры материалов в процессе МЛ, а также при последующем вспенивании

Для приготовления матричных сплавов использовали алюминий марки А99, медь марки МО, магний марки Мг90, кремний (99,99), а также лигатуры А1-20 % 81, А1-50 % Си, А1-10 % Мп и А1-5 % Т1-1 %В

Плавку сплавов проводили в электрической печи сопротивления в графитошамотном тигле при температуре 680-740 °С Сплавы отливали в стальные изложницы со скоростью охлаждения

-10 К/с Полученные заготовки обтачивали на токарном или фрезерном станке для получения стружки, которую в дальнейшем использовали в качестве исходного материала для получения КМ Применение стружки позволяет моделировать возможность использования вторичного сырья для получения КМ

Для получения пеноалюминия в качестве порофора использовали промышленный и полученный в лабораторных условиях Т1Н2 Содержание водорода в этой фазе по объему больше 60 % (~ 4 масс %), а температура интенсивного разложения (дегидрирования) находится в интервале 650 - 700 °С

Лабораторный Т1Н2 получали путем высокотемпературной выдержки порошка титана марки ПТС (ТУ 14-1-3086) или стружки сплава ВТ1-0 в атмосфере водорода Выдержку, при которой проходил процесс гидрирования титана, проводили в водородной электропечи, на базе СУОЛ -044-12М2-У42, по режиму нагрев лодочек с титаном в зоне нагрева при температуре 510-565 °С в течение 30 мин и последующее ее охлаждение в холодильной зоне в течение 30 мин

Степень прохождения процесса гидрирования оценивали по фазовому и химическому составу полученных продуктов Фазовый анализ проводили с помощью дифрактометра ДРОН-2 при характеристическом излучении железа (X = 1,93597 нм) Идентификацию фаз проводили на ЭВМ с использованием специально разработанной программы «РНА№>

Измерение количества выделяющегося водорода проводили на анализаторе водорода фирмы "ЬЕСО", тип КН-402 МВИ методом восстановительного плавления в печи с индукционным нагревом Эксперимент проводили в графитовом тигле, в потоке инертного газа (азот) Масса навески порошка составляла 0,02-0,03 г Температуру линейно увеличивали с 300 до 1800 °С

МЛ смесей матричного сплава и порофора проводили в планетарной мельнице (ПМ) «Гефест-11-3» и в вибрационной мельнице СмВ-0,005 Отношение массы мелющих тел к массе смеси составляло 7 1 и 25 1, соответственно Время обработки в ПМ варьировали 0,5 - 2 ч, а в вибрационной мельнице - 5 и 10 ч с частотой вибрации 60 и 30 Гц, соответственно В качестве альтернативного метода получения пеноалюминия использовали перемешивание порошковой смеси в потоке газа (метод «вихревого» перемешивания) в течение 5-10 мин

Консолидацию порошковых смесей проводили на испытательной машине УМЭ10ТМ в специально разработанной оснастке при комнатной и повышенной температуре Давление прессования в обоих случаях составляло 180 МПа Время выдержки под нагрузкой составило 2-5 мин Полученные консолидированные образцы - прекурсоры имели форму цилиндров диаметром 15 - 25 мм и высотой 4 - 10 мм

Структуру пеноалюминия на разных стадиях получения изучали на световых микроскопах «ЫеоркЛ-ЗО» и «Ахюуей 200 ММАТ», а также на электронном сканирующем микроскопе ^М-35СР фирмы '7ео1" при ускоряющем напряжении 15 кВ Микрорентгеноспектральный анализ

проводили на четырехкристальном спектрометре микроскопа JSM-35CF

Измерение размера пор пеноалюминия, частиц фаз на основе алюминия и Т1Н2 осуществляли при помощи метода секущих по фотографиям, полученным на световом и электронном сканирующем микроскопе

Ситовый анализ порошка Т1Н2 проводили на механическом встряхивателе типа IHVR-2 с комплектом круглых сит диаметром 200 мм, глубиной 25 мм, высотой обечайки 40 мм с величиной отверстий 1,4,1, 0,8, 0,355, 0,315, 0,2, 0,16, 0,09, 0,08 мм

Дифференциальный термический анализ пеноалюминия и Т1Н2 проводили на установке, состоящей из печи электросопротивления, оснащенной ЭВМ Запись термограмм проводили в координатах «температура образца - разность температур образца и эталона» с помощью комбинированной хромель-алюмелевой термопары В качестве эталона использовали оксид алюминия

Завершающую стадию получения пеноалюминия - вспенивание прекурсора проводили при следующих скорости нагрева 140 °С/мин, 200 - 220 °С/мин, 800 °С/мин, 2500 °С/мин

Плотность прекурсоров и пеноалюминия определяли методом гидростатического взвешивания в двух средах на воздухе и в воде Взвешивание проводили на одноплечных аналитических весах с минимальной погрешностью 0,1 мг

Микротвердость гранул оценивали по ГОСТ 9450-76 на приборе ПМТ-3 и 401/402 MVD фирмы Wilson Walpert с алмазным индентором и нагрузкой 20 г

Испытания пеноалюминия на сжатие проводили на универсальной испытательной машине фирмы Zwick Z250, оснащенной ЭВМ Скорость перемещения захвата при испытаниях составила 4 мм/мин Образцы для испытаний имели форму цилиндра диаметром 25 мм и высотой 15-20 мм

3. Моделирование процесса пенообразования

Предварительные эксперименты по получению пеноалюминия показали, что содержание водорода в TiH2 достаточно велико, и всегда существует вероятность получить пеноалюминий со связанными между собой порами вместо изолированных Поэтому в работе провели оценку количества и размера Т1Н2, при котором исключено слияние пор

В качестве исходных данных использовали среднее количество выделяющего газа на единицу массы - иг, содержание порофора (Т1Н2), выраженное в массовых или объемных процентах, диаметр частиц порофора и диаметр образующихся пор

Для начала рассчитали давление, возникающее в поре Как только оно сравняется с атмосферным (105 Па), рост поры прекратится Эти значения размеров пор определяли по графику зависимости давления в поре от ее размера при различных размерах частиц порофора

На следующем этапе рассчитывали межчастичное расстояние Ь, используя размер частиц порофора (!, и объемную их долю (1) Формула позволяет оценить межчастичное расстояние равномерно распределенных частиц в объеме образца

Ф л <■»

В итоге рассчитывали толщину перемычки между порами Нет, используя размер пор, полученный по графику зависимости давления в поре от ее размера при соответствующих размерах частиц порофора

Нсг = Ь + <1ч-4 (2)

График зависимости Нст от <1ч с различной массовой долью Т1Н2 представлен на рис 1а На графике видно, что уже при содержании порофора больше 0,6 масс % толщина стенок между порами становится отрицательной, что говорит о слиянии пор Следовательно, содержание порофора в смеси не должно превышать этого значения

Для подтверждения произведенных расчетов был проведен эксперимент, объектами для которого послужили образцы из сплава АМгб с разным массовым содержанием частиц Т1Н2 (0,1, 0,3, 0,6 масс %) и разной их крупностью (57, 82, 130 мкм), соответствующим этим показателям в расчете Из полученной зависимости (рис 16) видно, что, действительно, содержание порофора не должно превышать значения 0,6 масс % при любых его размерах

«Г*,, мкм

а) б)

Рис 1 - Зависимости толщины стенки между порами (Нст) от диаметра частиц порофора (<!,) в модели (а) и в эксперименте© при разном содержании частиц Т1Н2, в масс %

Однако представленный расчет не позволяет предсказывать оптимальный размер частиц порофора, не учитывает его распределение в образце - прекурсоре, а также не учитывает технологические параметры вспенивания, например, скорость коалисценции пузырьков газа, кристаллизацию и др

Разработанная в работе имитационная модель была призвана дать представления о процессе, путем его визуализации, а также позволит сделать предварительный прогноз по оптимальной структуре пеноалюминия в зависимости от состава матричного сплава, состава, количества и дисперсности порофора, режимов вспенивания и последующего охлаждения (температуры и скорости нагрева, времени выдержки, скорости охлаждения) Предполагали, что имитационная модель позволит сократить количество экспериментов при оптимизации технологии получения пеноалюминия

Основой предлагаемой имитационной модели ценообразования была модель кристаллизации металлов, оценивающая вероятность протекания последовательности определенных физических явлений В нашей модели полагали, что процесс ценообразования является суперпозицией следующих основных явлений - процессов дегидрирование частиц порофора (Т1Н2) с интенсивным выделением водорода, образование пор из центров порообразования (частичек порофора), увеличение объема пор, а, следовательно, и линейных размеров образца, объедение пор между собой, изменение формы пор, в том числе при объединении, в результате чего они принимают оптимальную для данных условий форму, всплытие пор (пузырей) к поверхности металла, под действием выталкивающей силы, кристаллизация расплава с заключенными в нем порами Кристаллизация идет послойно во всех направлениях, кроме направления сверху вниз При соприкосновении пор с твердой фазой поры "прилипают" к твердой фазе, то есть перестают всплывать под действием выталкивающей силы При этом объединение пор и процесс, в результате которого пора принимает оптимальную форму, протекают без ограничений В случае, когда пора полностью окружена твердой фазой, все процессы изменения формы и положения поры прекращаются

Проверку адекватности модели проводили по результатам сравнения данных, модели с экспериментом Сравнение осуществляли визуально (рис 2), а также по таким параметрам, как плотность (пористости) и отношение периметра пор к их площади Изменение пористости (к) пеноалюминия от времени порообразования для модельного и экспериментального образцов показано на рис 3 Важным при сравнении полученных результатов является практически полное соответствие динамики изменения изучаемого показателя по всем параметрам И по данным модели, и при реальном вспенивании происходит первоначальное увеличение объема газа (и, соответственно, увеличение пористости пеноалюминия) и затем последующее его уменьшение

а) б)

Рис. 2. - Сравнение изображений образца пеноалюминия (а) и модели (б)

Рис. 3. - Зависимость характеристик пористости к и к] от времени порообразования по результатам моделирования (число циклов) (а) и реального вспенивания материала АМгб + 1 масс.

% ТШг со скоростью нагрева 140 °С (б)

Еще одним важнейшим показателем сравнения является количество пор, отнесенное к единице объема. В качестве первого приближения для сравнительного количественного описания пористости образца использовали отношение суммарного периметра границ раздела пора-металл к площади образца (к]). Значение этого показателя тем больше, чем больше приходится единичных пор на единиц}' площади. Сравнение этого параметра для реального и модельного образцов (см. рис. 3) так же не показало существенного отличия. Таким образом, качественное сходство модельных и экспериментальных данных демонстрирует адекватность модели реальным физическим процессам, протекающим при вспенивании.

Таким образом, разработанная модель позволила нам оценить влияние некоторых параметров на получение оптимальной структуры пеноалюминия и с их помощью добиться структуры, приближающейся к оптимальной (см. рис. 2).

4. Исследование структуры и свойств пеноалюминия на различных стадиях получения

Так как имитационная модель не учитывает многие технологические параметры (например, обработка в мельницах, параметры консолидации и другие), а дает только представления о

прохождении процесса вспенивания, то в настоящей главе ставилась задача исследовать структуру и свойства материала на разных стадиях его получения, построить соответствующие закономерности и на их основе, разработать технологию получения пеноалюминия

Первоначально исследовали структуру гранул после обработки материала в ПМ, в вибрационной мельнице и методом «вихревого» перемешивания

В результате исследований было установлено, что процессы, проходящие в сплавах АМгб, Д16 и АК12М2 практически идентичны При этом фазовый состав последних двух сплавов довольно сложный, поэтому для упрощения исследований все основные закономерности и выводы выстраивали при изучении пеноалюминия на основе матричного сплава АМгб

Во время обработки в ПМ или в вибрационной мельнице частицы матричного сплава и порофора подвергаются измельчению, перемешиванию и внедрению последних в вязкую алюминиевую матрицу, при этом испытывая значительные деформации В результате чередования этих процессов в течение 0,5 до 2 ч в ПМ гранулы измельчились с 500 до 40 мкм В свою очередь, после обработки в вибрационной мельнице размер гранул достигает такого же размера только к 5 - 10 ч, а в установке «вихревого» перемешивания измельчения и взаимного проникновения частиц в матричный сплав вообще не происходит, поэтому после окончания процесса размер гранул матричного сплава и частицы Т1Н2 имеют исходный размер (500 мкм и 100 мкм, соответственно) и не соединены между собой по межфазным границам

По структуре гранул трудно оценить равномерность распределения фаз, в том числе Т1Н2, поэтому основные выводы делали по структуре консолидированных образцов - прекурсоров (рис 4) Она состоит из алюминиевого твердого раствора серого цвета, частиц Т1Н2 и железосодержащей фазы (скорее всего БеА1з), которые на фоне алюминиевого твердого раствора выглядят светлыми Исследовав образцы в характеристическом излучении Ре и Т1, определили, что отличия в размерах этих фаз можно заметить после небольшой обработки в ПМ (0,5 ч) Разрушение частиц Т1Н2 при МЛ происходит быстрее частиц железосодержащих фаз После обработки в течение 0,5 ч размер частиц Т1Н2 достигает 3 мкм, а частицы железосодержащих фаз в этот промежуток времени измельчаются незначительно и выглядят крупнее (около 3-5 мкм) С увеличением времени обработки различия в размерах частиц фаз исчезают, и отличить их в сканирующем микроскопе практически невозможно

После 0,5 ч обработки в ПМ в структуре присутствуют области, в которых почти полностью отсутствуют частицы Т1Н2 Такая структура неблагоприятна, поскольку приводит к неравномерности вспенивания После 1 ч обработки таких областей в структуре уже не наблюдали, а дальнейшее увеличение времени обработки до 2 ч не вносило существенных изменений в структуру образцов

а) б) в)

Рис. 4 - Микроструктура прекурсоров материала АМгб + 1,5 % "ЛИг, полученного обработкой в ПМ 1ч (а), в вибрационной мельнице 5 ч (б) и в установке «вихревого» перемешивания 10 мин (в)

Прекурсоры, полученные из гранул, подвергнутых обработке в вибрационной мельнице и методом «вихревого» перемешивания, имеют сходный фазовый состав, но размер частиц "ПНг больше (5 и 100 мкм, соответственно).

Завершающей операцией получения готового продукта является процесс вспенивания. Предварительные результаты по вспениванию показали, что для управления конечной структурой и плотностью пеноалюминия, необходима оптимизация технологических параметров вспенивания.

Оптимизировали такие важнейшие технологические параметры, как: состав матричного сплава и, соответственно, его агрегатное состояние при температуре дегидрирования; время выдержки при высокой температуре; содержание ТШг; время обработки в аппаратах; температура консолидации.

Процесс вспенивания, как правило, проводят в широком интервале температур. Чтобы оценить оптимальный температурный интервал вспенивания, проводили эксперименты, в которых, в качестве матричных использовали сплавы АМгб, Д16, АК20 и АК12М2. По отношению к температуре самого интенсивного разложения ТШ2 по данным ДТА (~ 650 °С) (см. главу 5) эти сплавы находятся в жидком (АМгб, АК12М2) и жидко-твердом (АК20) состояниях. Для сплава Д16 температура дегидрирования расположена в районе температуры его ликвидуса. Эксперимент показал, что при всех равных условиях пористая структура получилась у образцов, матрицами в которых являлись сплавы АМгб, АК12М2, находившихся полностью в жидком состоянии и Д16, находящийся на границе жидко-твердого и жидкого состояний. В то время как пеноалюминий из сплава АК20, находящийся в жидко-твердом состоянии практически не имеет пор, и размер образца остался без изменения. Следовательно, вспенивание в жидком состоянии обеспечивает получение пористой структуры, в то время как в жидко-твердом (ниже ликвидуса) вспенивание затруднено из-за высокой вязкости матричного расплава. Проведенные исследования позволили определить эффективную температуру вспенивания для матричных сплавов, которая должна находиться выше Тяик.

Признано, что еще одним важным параметром является ширина интервала кристаллизации матричного сплава Сокращение его позволяет уменьшить процессы объединения и всплытия пор при последующей кристаллизации Оценку влияния ширины интервала кристаллизации проводили на сплавах Д16 и АМгб, интервалы кристаллизации у которых ~ 142 и ~ 75 °С, соответственно У пеноалюминия из сплава Д16 поры оказались больше, чем у АМгб, что говорит об интенсивном прохождении процесса объединения пор Следовательно, для получения межой пористости необходимо выбирать сплав с как можно меньшим интервалом кристаллизации Сплав АК12М2, имеющий интервал кристаллизации ~ 55 °С, имеет схожие морфологические особенности пористости, что и у сплава АМгб

Признано, что время выдержки прекурсора в печи - очень важный параметр, поскольку непосредственно влияет на структуру и свойства пеноалюминия Прекурсоры состава АМгб + 1 масс % Т1Н2, полученные «вихревым» перемешиванием и консолидацией при 350 °С, нагревали со скоростью 140 °С/мин и выдерживали 5-9 мин, после чего образцы закаливали во избежание изменений в структуре Эксперименты показали, что процесс дегидрирования Т1Н2. начинается через 5 мин выдержки в печи, с появлением пор в форме «линзочек» При увеличении времени выдержки до 7 - 7,5 мин давление в них возрастает, и поры приобретают форму, близкую к сферической Дальнейшее увеличение времени выдержки приводит к постепенному всплытию пузырьков газа на поверхность, следствием чего является оседание образца

Следующий важнейший технологический параметр - содержание Т1Н2 Из литературных данных и имитационной модели следует, что для получения пеноалюминия с изолированными порами необходимо вводить около 0,6 масс % порофора Для выбора оптимального содержания порофора, в порошковые смеси вводили 0,5, 1 и 1,5 масс % Т1Н2 Для данного исследования использовали прекурсоры, полученные обработкой в ПМ и «вихревым» перемешиванием, консолидированные при 350 °С Нагрев прекурсора во время вспенивания проводили со скоростью 140 °С/мин и выдержкой в печи в течение 7 мин

Эксперимент показал, что плотность пеноалюминия, полученного методом «вихревого» перемешивания при содержании ТШ2 около 1 масс % примерно на 1 г/см3 ниже, чем после обработки в ПМ (1,7 г/см3)

Высокая плотность пеноалюминия, полученного в ПМ, связана с неспособностью сильно измельченных частиц Т1Н2 при скорости нагрева 140 °С/мин создать достаточно высокое давление для образования сферической поры

Исследование технологического процесса получения пеноалюминия начали с рассмотрения влияния обработки смесей в аппаратах для перемешивания на его конечную плотность Несмотря на масштабируемость и непрерывность процесса обработки в вибрационной мельнице, этот метод

обработки смесей достаточно длительный и требует высоких затрат. Поэтому построение зависимостей проводили при использовании ПМ и установки «вихревого» перемешивания.

На рис. 5 представлены результаты вспенивания образцов, полученных обработкой в ПМ различное время, скоростью нагрева 140 °С/мин после консолидации при 400 °С и выдержкой во время вспенивания 7 мин. Исходное состояние на графике соответствует обработке смеси в установке «вихревого» перемешивания. Из графика видно, что с увеличением времени обработки в ПМ наблюдается некоторое падение плотности (1 ч), что связано (как отмечалось выше) с более равномерным распределением частиц ТШ2 в прекурсоре. Дальнейшая обработка в ПМ настолько сильно измельчает порофор, что, вероятно, выделяющийся водород не успевает сформировать сферическую пору, а растворяется в жидком алюминии с последующей его диффузией из образца.

Низкая плотность пеноалюминия, полученного методом «вихревого» перемешивания объясняется наличием больших частиц ТШг, из которых моментально образуется большое количество газа. При этом выделяющийся водород не успевает весь раствориться в матрице, и в результате поры получаются большими и сферическими. Следовательно, для получения пеноалюминия при скоростях нагрева под вспенивание менее 200 °С/мин необходимо использовать либо этот метод, либо обрабатывать в ПМ 1 ч.

Время обработки в ПМ, ч

-

Рис. 5 - Зависимость плотности пеноалюминия АМгб + 1 масс. % ТШг от времени обработки в ПМ (консолидация при 400 "С, скорость нагрева 140 °С/мин, 7 мин)

Следующим важным параметром в технологическом цикле признана температура [ консолидации (получение прекурсора). Для оценки влияния этого параметра обработанные смеси порошков подвергали холодному (при 25 °С) и горячему (при 300, 350, 400 и 450 °С) прессованию.

После чего, полученные прекурсоры вспенивали Выбранные температуры консолидации входят в интервал наиболее часто используемых температур горячей деформации алюминиевых сплавов

Исследование показало, что в выбранном интервале температур консолидации пеноалюминий имеет практически одинаковую плотность Однако, при снижении температуры консолидации до 200 °С плотность пеноалюминия возрастала Таким образом, для экономии электроэнергии была рекомендована температура консолидации в интервале 300 - 350 "С

Поскольку в работе ставилась задача - создать конструкционный пеноалюминий, провели оценку механических свойств при испытании на сжатие на образцах, полученных различными способами

1) с различной массовой долей Т1Н2 (0,1, 0,3 и 0,6 % Т1Н2), полученные методом «вихревого» перемешивания,

2) с разным размером частиц Т1Н2 (57 и 82 мкм), но одинаковой массовой долей (0,6 %), полученные методом «вихревого» перемешивания,

3) с одинаковой плотностью образцов, но разным размером пор (0,9, 1,2 и 1,7 мм), полученных в ПМ (рис 6)

Деформация сжатия, %

а) (0,9 ± 0,1) мм, б) (1,2 ± 0,2) мм, в) (1,7 ± 0,2) мм Рис 6 - Диаграмма сжатия пеноалюминия с составом АМгб + 1,5 масс % Т1Н2 и плотностью 0,7 - 0,8 г/см3 с различным диаметром пор, обработанных в ПМ

Вид диаграмм напряжение - деформация сжатия всех серий образцов полностью соответствует нашим представлениям о деформации пеноалюминия Из диаграмм следует, что с увеличением объемной доли Т1Н2 и увеличением его размера частиц (пор) пористость в образце увеличивается, что приводит к уменьшению толщины стенок между порами В результате снижается величина напряжения, при котором начинается разрушение В отличие от

пеноалюминия, полученного «вихревым» перемешиванием, деформация пеноалюминия, полученного МЛ, идет равномерно, что связано с более однородной структурой При этом, прочность таких материалов на 10 - 20 МПа выше

Таким образом, из проведенных исследований следует, что для получения качественного пеноалюминия необходимо использовать матричные сплавы с минимальным интервалом кристаллизации При этом сплавы должны находиться в жидком состоянии при температуре 650 °С Гидрид титана должен иметь размеры около 1-2 мкм при максимальном содержании водорода в частицах При скорости нагрева менее 200 °С/мин следует получать прекурсоры, при 300 - 350 °С после обработки смесей по методу «вихревого» перемешивания, т к именно в этом случае получается однородная по размеру и равномерно распределенная крупная пористость Для получения мелкой пористости (менее 1 мм) следует использовать МЛ в планетарной или вибрационной мельнице

5 Разработка технологии получении пеноалюминия из алюминиевого вторичного сырья с применением метода МЛ

В настоящей главе ставилась задача детально рассмотреть область значений особо важных параметров получения пеноалюминия и скорректировать их с точки зрения адаптации технологии к условиям небольшого предприятия

Первоначально рассмотрели возможность получения порофора (Т1Н2) из вторичного сырья (токарной и фрезерной стружки) Данная технология получения Т1Н2 позволит эффективно утилизировать титановые отходы, которые не могут быть переплавлены (около 25 % от общего количества) на предприятии

Из предшествующих исследований следует, что для получения пеноалюминия с равномерным распределением мелких пор, необходимо вводить частицы порофора (Т1Н2) размером не менее 1-2 мкм, а содержание в нем водорода должно быть около 3-4 масс % Поэтому в работе исследована возможность получения Т1Н2 с маленьким размером частиц (менее 1 мм) и повышенным содержанием водорода (более 3 масс %)

В качестве исходного сырья для получения порофора использовали порошок технически чистого Т1 и измельченную стружку ВТ 1-0

В результате гидрирования порошка Т1, который обрабатывали в водородной печи при температуре 510-565 °С в течение 1 ч, был получен продукт, состоявший, по данным рентгеноструктурного анализа, из гидрида титана с ГЦК решеткой (а = 0,3751 нм) и значительного (до 30 %) количества титана, вероятно не принявшего участие в реакции гидрирования Аналогичный состав имел продукт гидрирования стружки сплава ВТ 1-0 В промышленном гидриде титана наряду с кубической модификацией присутствовало небольшое количество

тетрагональной модификации гидрида титана (а = 0,3180 нм, с = 0,4362 нм) при полном отсутствии свободного титана Было сделано заключение, что наиболее вероятной причиной неполного гидрирования порошка Ъ и ВТ1-0 является большой исходный размер частиц (шихты)

Уменьшить размер частиц и, тем самым, сократить пути диффузии водорода при гидрировании, было предложено с помощью МЛ МЛ в ПМ подвергали продукты, полученные после первой стадии гидрирования в течение 30 мин В свою очередь эти продукты повторно гидрировали

Рентгеноструктурный анализ продуктов повторного гидрирования, как порошка Тх, так и ВТ1-0, показал присутствие только гидрида титана кубической модификации (а = 0,4454 нм) Свободного титана в продуктах обнаружено не было

В результате признано, что для получения Т1Н2 в условиях небольших предприятий экономичнее использовать для стружку ВТ 1-0

При разработке технологии производства пеноалюминия очень важно оценить критические температуры разложения Т1Н2 Это важно не только с точки зрения выбора матричного сплава, но и с точки зрения выбора оптимальных температур консолидации Выделение водорода во время консолидации может привести к появлению пористости, которая отрицательно скажется на конечной структуре и плотности пеноалюминия Для оценки критических температур провели ДТА Т1Н2, полученного разными способами Анализ термограмм показал, в основном, наличие двух критических температур, что свидетельствует об отклонении всех исследуемых продуктов гидриду титана от стехиометрического состава (65-66 ат %)

Важнейшей характеристикой Т1Н2 является содержание в нем водорода Доля водорода, поглощенного сплавом ВТ1-0 в результате предложенной технологической схемы достигает 3,6 масс %

Для оптимизации технологии получения пеноалюминия были получены серии образцов обработкой в ПМ в течение 1 ч, а также в установке «вихревого» перемешивания в течение 10 мин, температура консолидации в обоих случаях составила 350 °С

Поскольку процесс образования газа из порофора происходит в очень короткое время, было признано необходимым увеличить скорость нагрева прекурсоров для быстрого перевода их в жидкое состояние

Пеноалюминий, полученный методом «вихревого» перемешивания, нагревали со скоростью нагрева 140 °С/мин Увеличение скорости (более 200 °С/мин) приводило к разрушению образцов из-за высокой интенсивности выделения водорода из больших частиц Т1Н2 Поэтому испытания с повышенной скоростью нагрева проводили на образцах, полученных в ПМ Для эксперимента брали прекурсоры с содержанием Т1Н2 1,5 масс %

На рис. 7 представлены структуры образцов после вспенивания с различной скоростью нагрева. На фотографиях видно, что увеличение скорости нагрева благоприятно сказалось на форме, размере и распределении пор. Таким образом, получили подтверждение того, что при повышении скорости нагрева выделяющийся водород не успевает раствориться в матричном расплаве и создает достаточное давление для образования пор. Последующее быстрое охлаждение (50 °С/мин), не дает пузырькам всплыть на поверхность, «замораживая» высокую пористость.

Показано, что повышение скорости нагрева положительно сказалось не только на структуре пеноалюминия, но и привело к снижению плотности пеноалюминия (рис. 8). Таким образом, увеличение скорости нагрева в 4 - 8 раз привело к снижению плотности пеноалюминия, полученного МЛ, до значения ~ 0,9 г/см3.

рШшч

б)

Рис. 7 - Структура пеноалюминия АМгб + 1,5 масс. % ТМ2, полученного со скоростью нагрева 140 °С/мин (а) и 2500 °С/мин (б)

0,85

6 °'6

а.

= 0,7

% 0,55

0,75

0,55

0,8

0,5

ОрО

0 500 1 000 1500 2000 2500 V, °С/нин

Рис. 8 - Зависимость среднего размера пор (а) и плотности пеноалюминия (б) из сплава АМгб от скорости нагрева во время вспенивания

Исследования вспененных образцов с разной скоростью нагрева позволило точно оценить оптимальное содержание Т1Н2 Показано, что увеличение скорости нагрева позволяет получать стабильно качественную структуру и свойства пеноалюминия Результаты исследования приведенные в табл 1 показывают, что при содержании 0,5 масс % плотность пеноалюминия достаточно высока При увеличении содержания Т1Н2 до 1 - 1,5 масс % наблюдается существенное снижение плотности и увеличение равномерности распределения пористости в образце Дальнейшее увеличение содержания Т1Н2 до 2 масс % способствует увеличению плотности пеноалюминия, что связано, вероятно, с выходом избыточного газа из образца При этом происходит ухудшение однородности пористой структуры, характеризующаяся слиянием пузырьков газа и скорейшему выходу их из образца Поэтому признано, что для достижения однородной пористой структуры пеноалюминия, содержание Т1Н2 не должно превышать 1-1,5 масс %

Таблица 1

Влияние скорости нагрева и содержание Т1Н2 на плотность пеналюминия

Содержание Т1Нг, масс % Плотность пеноалюминия, г/см*

140 °С/мин 200 - 220 °С/мин 800 °С/мин 2500 °С/чин

0,5 1,68 1,60 1,46 1,32

1 1,62 1Д2 1,15 1,06

1,5 1,67 1,03 0,94 0,92

2 2,00 1,60 1,06 1,20

В результате проведенных исследований разработан технологический процесс получения качественного пеноалюминия Технология включает следующие операции

- смешивание измельченных алюминиевых отходов одного или нескольких составов и Т1Н2 с содержанием 1-1,5 масс % в высокоэнергетических мельницах до получения гранул с гомогенной структурой, размер частиц Т1Н2 при этом должен быть не менее 1-2 мкм,

- холодное прессование при комнатной температуре до плотности 80 - 85 % от теоретической, горячее прессование (получение прекурсора) при нагрузке 180 МПа при температуре 300 - 350 °С до плотности 99-100 %,

- нагрев прекурсора выше температуры разложения порофора (Т1Н2) в соответствующей форме для образования пористой структуры (получения пеноалюминия) Нагрев прекурсора следует осуществить в металлической форме со скоростью нагрева от 200 до 2500 °С/мин

Предложенная технология позволит получить пеноалюминий с пористостью от 60 до 80 %, размерами пор от 2,0 до 0,65 мм и а0д от 20 до 40 МПа

Выводы

1 Показана возможность и разработан технологический процесс получения пеноалюминия из механически легированных сплавов АМгб, Д16 и АК12М2 с содержанием Т1Н2 от 1 до 1,5 % по массе Метод включает в себя обработку дешевого разнородного вторичного сырья и частиц Т1Н2 в планетарной или вибрационной мельнице с целью получения гранул - полуфабрикатов с гомогенной структурой, консолидацию гранул различными способами для получения компактного полуфабриката (прекурсора), завершающей стадией получения пеноалюминия является вспенивание при температурах выше температуры наиболее интенсивной стадии дегидрирования Т1Н2 Показано, что, например, материал АМгб +1,5 масс % Т1Н2 после 1 ч обработки в планетарной мельнице в атмосфере аргона, консолидации при 350 °С и вспенивания со скоростью нагрева 800 °С/мин обладает следующим сочетанием показателей плотность - 0,94 г/см3, средний размер пор - 0,72 ± 0,04 мм, при коэффициенте равноосности - 0,9

2 Разработана имитационная модель процесса ценообразования в алюминиевых расплавах с последующей кристаллизацией пеноалюминия Показано, что визуализация процесса вспенивания, а также данные расчета позволили выработать предварительные рекомендации по параметрам получения пеноалюминия с оптимальной структурой

3 Предложен технологический процесс получения пеноалюминия из сплавов АМгб, Д16 и АК12М2 с содержанием ЪН2 от 0,5 до 1 % по массе методом смешивания в потоке газа (метод «вихревого» перемешивания) Показано, что, например, материал АМгб + 1 масс % Т1Н2 после перемешивания 7-10 мин, консолидации при 350 °С и вспенивании со скоростью нагрева 200 °С /мин обладает следующими сочетанием показателей плотность - 0,9 г/см3, средний размер пор - 1,6 ±0,1 мм, при коэффициенте равноосности - 1,0

4 Установлен оптимальный состав шихты для получения качественного пеноалюминия Показано, что в качестве матричных сплавов могут быть применены сплавы, температура ликвидуса которых должна быть меньше или равна температуре наиболее интенсивной стадии дегидрирования Т1Н2, а оптимальное содержание этой фазы равно 1-1,5 масс %

5 Установлено влияние времени механического легирования и скорости нагрева до температуры вспенивания на качество пеноалюминия на примере механически легированных сплава, АМгб Показано, что оптимальным временем механического легирования, при котором наблюдается высокая и равномерно распределенная пористость, является 1 ч Увеличение скорости нагрева прекурсора до 2500 °С/мин приводит к уменьшению среднего размера пор до 0,64 мм, увеличению равномерности их распределения по размерам, а последующее быстрое охлаждение снижает вероятность выхода газа из образца, что приводит, в свою очередь, к снижению плотности пеноалюминия до 0,9 г/см3

6 Предложен технологический процесс получения Т1Н2 - порофора, для последующего получения пеноалюминия, из стружки сплава ВТ 1-0 с применением механического легирования Содержание водорода в таком Т1Н2 достигает 3,6 масс %

Основные положения работы отражены в следующих публикациях

1 Д О Иванов, А А Аксенов, И А Иванов Исследование и моделирование пеноалюминия, полученного из вторичного алюминиевого сырья и использованием метода механического легирования // Прочность неоднородных структур (ПРОСТ-2006) Тез докл III Евразийской научно-практической конференции Москва, 18-20 апреля 2006 -С 91

2 Иванов И А , Иванов Д О, Аксенов А А , Дуб А В Имитационная модель процесса ценообразования в алюминиевых расплавах // Металлы 2005 № 6, с 60-65

3 Д О Иванов, А А Аксенов, И А Иванов Исследование и моделирование пеноалюминия, полученного из вторичного алюминиевого сырья с использованием метода механического легирования //ИзвестияВУЗов «Цветнаяметаллургия» 2007 №6, с 56-61

4 Д О Иванов, А А Аксенов, С И Рупасов Влияние механического активирования на синтез гидрида титана из стружковых отходов сплава ВТ 1-0 // Цветные металлы 2007 N2 12, с 74-78

5 Д О Иванов, А А Аксенов, И А Иванов, Е А Самородская Получение и моделирование пеноалюминия из вторичного алюминиевого сырья с использованием метода механического легирования и "вихревого" перемешивания // Прочность неоднородных структур (ПРОСТ -2008) Тез докл IV Евразийской научно-практической конференции Москва, 8-10 апреля 2008 -С 77

Подписано в печать 22 04 2008 Формат 60x90/16 Бумага офсетная Способ печати - лазерная печать Объем 1,5 печ л Тираж 100 экз Заказ № 164 Отпечатано в типографии ИП Скороходов В А

Введение

1. Обзор научной литературы

1.1. Пенометаллы и пеноалюминий, как наиболее распространенный в промышленности материал этого класса

1.1.1. Анализ способов получения пеноалюминия по данным патентного поиска и других источников

1.1.1.1. Пеноалюминий, получаемый с использованием литейных технологий

1.1.1.2. Пеноалюминий, получаемый с использованием порошковых технологий

1.2. Механическое легирование

1.2.1. Общие положения

1.2.2. Стадии механического легирования твердых веществ

1.2.3. Процессы, протекающие при механической обработке твердых веществ

1.2.4. Классификация диспергирующих аппаратов

1.2.5. Аппараты ударно-истирающего действия

1.3. Механические свойства пеноалюминия

1.4. Порофоры

1.4.1. СаСОз (мел)

1.4.2. Гидрид магния

1.4.3. Гидрид циркония

1.4.4. Гидрид гафния

1.4.5. Гидрид титана

1.5. Выводы по обзору литературы

2. Объекты исследования и методики

2.1. Объекты исследования

2.2. Оценка факторов, влияющих на процесс получения качественного пеноалюминия из вторичного алюминиевого сырья

2.3. Подготовка исходных материалов для MJ1 и метода «вихревого» перемешивания

2.3.1. Получение матричных сплавов

2.3.2. Типы порофора (ТШг) и способы их получения

2.4. Обработка порошковых смесей в аппаратах

2.4.1. Обработка в планетарной мельнице (ПМ)

2.4.2. Обработка порошка по методу «вихревого» перемешивания

2.4.3. Обработка в вибрационной мельнице

2.5. Получение консолидированных образцов

2.6. Методика вспенивания

2.7. Методика исследования структуры и свойств

2.7.1. Приготовление шлифов из гранул и консолидированных образцов

2.7.2. Рентгеновский фазовый анализ

2.7.3. Определение гранулометрического состава и линейных размеров порошка гидрида титана и пор вспененного материала

2.7.4. Дифференциальный термический анализ

2.7.5. Оценка количества выделяющегося газа (водорода) из гидрида титана (ТШг)

2.7.6. Оценка плотности консолидированных образцов и пеноалюминия

2.7.7. Методика определения механических свойств 74 'V

2.8. Статистическая обработка экспериментальных данных

3. Моделирование процесса пенообразования

3.1. Расчет толщины стенки между порами

3.2. Имитационная модель процесса пенообразования

3.2.1. Имитационная модель пенообразования без учета кристаллизации

3.2.2. Модель пенообразования с учетом кристаллизации

3.2.3. Характеристики качества пеноалюминия

3.2.4. Компьютерное моделирование процесса пенообразования пеноалюминия

3.2.5. Экспериментальное изучение вспенивания алюминия

3.2.6. Дальнейшие развитие моделирования вспенивания металлов

4. Исследование структуры и свойств пеноалюминия на разных стадиях получения

4.1. Получение пеноалюминия методом MJI и методом «вихревого» перемешивания

4.2. Влияние технологических параметров на процесс вспенивания

4.2.1. Влияние агрегатного состояния сплавов во время процесса дегидрирования и ширины их интервала кристаллизации на процесс пенообразования

4.2.2. Определение оптимального времени выдержки в печи во время вспенивания

4.2.3. Влияние содержания гидрида титана на процесс вспенивания

4.2.4. Влияние времени обработки в аппаратах на процесс вспенивания

4.2.5. Влияние температуры консолидации на процесс вспенивания 109 4.3. Механические свойства пеноалюминия 113 5. Разработка технологии получения пеноалюминия из алюминиевого вторичного сырья с применением метода MJ

5.1. Получение гидрида титана из вторичного титанового сырья, с применением метода MJ

5.2. Влияние скорости нагрева консолидированных образцов на структуру и свойства пеноалюминия

Выводы

Актуальность работы

В последние годы наблюдается значительный интерес к разработке новых составов и технологий получения пеноалюминия, что объясняется наличием у изделий из этого материала необычного комплекса свойств: низкая плотность, высокий уровень удельных свойств, низкие значения коэффициентов тепло- и электропроводности, высокая сопротивляемость воздействию огня, экологическая чистота, способность эффективно поглощать энергию удара. В настоящее время пеноалюминий получают разными способами (жидкофазным и твердофазным) и в основном из первичных материалов. Один из твердофазных (или порошковых) методов, а именно механическое легирование (MJ1), может быть перспективным для внедрения в производство пеноалюминия.

MJ1 является, на данный момент, наиболее перспективным направлением в производстве композиционных материалов (КМ). Это один из самых современных методов получения дисперсноупрочненных керамическими частицами композиционных материалов на основе различных цветных металлов. Пеноалюминий тоже можно рассматривать, как КМ, где вместо керамических частиц - порофор. Поэтому MJI тоже может стать перспективным методом для его получения. Этот метод заключается в обработке порошкообразных компонентов и их смесей различного состава в высокоэнергетических мельницах и последующей консолидации, вновь сформировавшейся активированной смеси, для получения полуфабриката или готовой детали. Как показали исследования, еще одним преимуществом MJI является возможность использования отходов производства и лом алюминиевых сплавов, что значительно удешевляет производство (сырьевая составляющая в стоимости производства снижается от 45 - 65 %).

Цель работы: исследовать возможность получения пеноалюминия из вторичного сырья методом MJI. На основе проведенных исследований оптимизировать состав и структуру, а также предложить новую экономичную технологию получения пеноалюминия.

Для достижения поставленной цели в работе решали следующие задачи:

1. Разработать модель пенообразования и последующей кристаллизации пеноалюминия.

2. Исследовать структуру и свойства иеноалюминия па разных стадиях получения.

3. Сформулировать основные принципы выбора матричных сплавов.

4. Выбрать порофоры и определить их оптимальное содержание в исследуемых композициях для достижения наилучшего комплекса свойств.

5. Разработать экономичную технологию получения пеноалюминия.

Научная новизна.

1. Показана возможность получения качественного пеноалюминия с применением метода MJI из низкосортного вторичного сырья. Метод включает в себя: обработку разнородного вторичного сырья и частиц TiH2 в планетарной или вибрационной мельнице с целью получения гранул - полуфабрикатов с гомогенной структурой; консолидацию гранул для получения компактного полуфабриката (прекурсора); завершающей стадией получения пеноалюминия является вспенивание при температурах выше температуры дегидрирования TiH2.

2. Разработана имитационная модель процесса пенообразования в алюминиевых расплавах с последующей кристаллизацией пеноалюминия. Показано, что модель позволяет визуализировать процесс пенообразования и дает предварительные рекомендации по параметрам получения пеноалюминия с оптимальной структурой.

3. Установлен оптимальный состав шихты для получения качественного пеноалюминия. Показано, что в качестве матричных сплавов могут быть применены сплавы, температура ликвидуса которых должна быть меньше или равна температуре наиболее интенсивной стадии дегидрирования TiH2, а оптимальное содержание этой фазы равно 1 -1,5 масс. %.

4. Установлено влияние времени MJI и скорости нагрева до температуры вспенивания на качество пеноалюминия на примере механически легированных сплава,' АМгб. Показано, что оптимальным временем MJI, при котором наблюдается высокая и равномерно распределенная пористость, является 1 ч. Увеличение скорости нагрева прекурсора до 2500 °С/мин приводит к уменьшению среднего размера пор до 0,64 мм, увеличению равномерности их распределения по размерам, а последующее быстрое охлаждение снижает вероятность выхода газа из образца, что приводит, в свою очередь, к снижению плотности пеноалюминия до 0,9 г/см3.

Практическая ценность.

1. Разработан и предложен технологический процесс получения пеноалюминия (НОУ-ХАУ № 66-013-2004) из механически легированных сплавов, АМгб, Д16 и АК12М2 с содержанием ТШг от 1 до 1,5 % по массе. Показано, что, например, материал АМгб + 1,5 масс. % Tfflb после 1 ч обработки в ПМ в атмосфере аргона, консолидации при 350 °С и вспенивания со скоростью нагрева 800 °С/мин обладает следующим сочетанием показателей: плотность - 0,94 г/см3, средний размер пор - 0,72 ± 0,04 мм, при коэффициенте равноосности -0,9.

2. Предложен технологический процесс получения пеноалюминия из сплавов АМгб, Д16 и АК12М2 с содержанием ТШг от 0,5 до 1 % по массе методом смешивания в потоке газа (метод «вихревого» перемешивания) (НОУ-ХАУ № 109-013-2005). Показано, что, например, материал АМгб + 1 масс. % TiH^ после обработки 7-10 мин в установке «вихревого» перемешивания, консолидации при 350 °С и вспенивании со скоростью нагрева 200 °С /мин обладает следующими сочетанием показателей: плотность - 0,9 г/см3, средний размер пор - 1,6 ± 0,1 мм, при коэффициенте равноосности - 1,0.

3. Предложен технологический процесс получения ТШ2 - порофора, для последующего получения пеноалюминия, из стружки сплава ВТ 1-0 с применением MJI (НОУ-ХАУ № 108-013-2005). Содержание водорода в таком TiH2 достигает 3,6 масс. %.

1. Обзор литературы

Выводы:

1. Показана возможность и разработан технологический процесс получения пеноалюминия из механически легированных сплавов АМгб, Д16 и АК12М2 с содержанием TiH2 от 1 до 1,5 % по массе. Метод включает в себя: обработку дешевого разнородного вторичного сырья и частиц TiH2 в планетарной или вибрационной мельнице с целью получения гранул - полуфабрикатов с гомогенной структурой; консолидацию гранул различными способами для получения компактного полуфабриката (прекурсора); завершающей стадией получения пеноалюминия является вспенивание при температурах выше температуры наиболее интенсивной стадии дегидрирования TiII2. Показано, что, например, материал АМгб + 1,5 масс. % TiH2 после 1 ч обработки в планетарной мельнице в атмосфере аргона, консолидации при 350 °С и вспенивания со скоростью нагрева 800 °С/мин обладает следующим сочетанием показателей: плотность - 0,94 г/см3, средний размер пор - 0,72 ± 0,04 мм, при коэффициенте равноосности - 0,9.

2. Разработана имитационная модель процесса пенообразования в алюминиевых расплавах с последующей кристаллизацией пеноалюминия. Показано, что визуализация процесса вспенивания, а также данные расчета позволили выработать предварительные рекомендации по параметрам получения пеноалюминия с оптимальной структурой.

3. Предложен технологический процесс получения пеноалюминия из сплавов АМгб, Д16 и АК12М2 с содержанием TiH2 от 0,5 до 1 % по массе методом смешивания в потоке газа (метод «вихревого» перемешивания). Показано, что, например, материал АМгб + 1 масс. % TiH2 после перемешивания 7-10 мин, консолидации при 350 °С и вспенивании со скоростью нагрева 200 °С /мин обладает следующими сочетанием показателей: плотность - 0,9 г/см , средний размер пор - 1,6 ± 0,1 мм, при коэффициенте равноосности - 1,0.

4. Установлен оптимальный состав шихты для получения качественного пеноалюминия. Показано, что в качестве матричных сплавов могут быть применены сплавы, температура ликвидуса которых должна быть меньше или равна температуре наиболее интенсивной стадии дегидрирования ТШг, а оптимальное содержание этой фазы равно 1-1,5 масс. %.

5. Установлено влияние времени механического легирования и скорости нагрева до температуры вспенивания на качество пеноалюминия на примере механически легированных сплава, АМгб. Показано, что оптимальным временем механического легирования, при котором наблюдается высокая и равномерно распределенная пористость, является 1 ч. Увеличение скорости нагрева прекурсора до 2500 °С/мин приводит к уменьшению среднего размера пор до 0,64 мм, увеличению равномерности их распределения по размерам, а последующее быстрое охлаждение снижает вероятность выхода газа из образца, что приводит, в свою очередь, к снижению плотности пеноалюминия до 0,9 г/см3.

6. Предложен технологический процесс получения TiH2 - порофора, для последующего получения пеноалюминия, из стружки сплава ВТ 1-0 с применением механического легирования. Содержание водорода в таком TiH2 достигает 3,6 масс. %.

1. Davies G.J., Zhen S.// J. of Material Science. 1983. V. 18. P. 1899-1911.

2. Арбузова Jl.А., Зенина M.B., Шмаков Ю.В., Андреев Д.А. // Цветные металлы. 1997. № 2. С. 611-618.

3. Старовойтенко Е.И., Арбузова Л.А., Пасхин Л.Н., Косин В.И. // Технология легких сплавов. 1998. № 5-6. С. 45-51.

4. Koch V., Thompson М. S., Nardon V.C. // IV Международная конф. по алюминиевым сплавам. USA. Atlanta. 1995. P. 387-394.

5. Арбузова Л.А. и др. Процесс вспенивания плотных полуфабрикатов из пеноалюминия. // Цветные металлы. 2001. № 3. С. 79-82.

6. Карпинос Д.М. Новые композиционные материалы. Киев: Вища школа, 1977.

7. Evans, A. G. and Hutchinson, J. W., in Metal Foams and Porous Metal Structures, ed. J. Banhart, M. F. Ashby and N. A. Fleck. Verlag Metall Innovation Technologie MIT, Bremen, 1999, p. 45.

8. J. Banhart, Progress in Materials Science 46 (2001) 610.

9. L.J. Gibson, M.F. Ashby, in: Cellular Solids: Structure and Properties, second ed, Cambridge University Press, Cambridge, UK, 1997.

10. S. W. Youn and C. G. Kang, "Fabrication of foamable Prekursors by powder compression and induction heating process", metallurgical and materials transactions, 08 2004.

11. US 6,332,907 DECEMBER 25, 2001.42. US6090232 2000-07-18.43. US6094798 August 1, 2000.44. EP0927591 1999-07-07.45. EP0927590 1999-07-07.46. EP0927589 1999-07-07.47. DE19501508 1996-04-25.48. US6444330 2002-09-03.

12. US 6,465,111 October 15, 2002.50. EP1004376 2000-05-31.51. DEI9651197 1997-06-19.

13. US 5,221,324 June 22, 1993.65. US 5281251 1994-01-25.

14. US 6,103,397 August 15, 2000.

15. JP07-102330 18.04.1995. 99.09-119789 06.05.1997.

16. US 5,564,064 October 8, 1996.

17. US 5,972,521 October 26, 1999.

18. US 5,384,203 January 24, 1995.

19. US 5,930,580 July 27, 1999.

20. US 6,250,362 June 26,2001.

21. US 6,308,999 October 30, 2001.

22. US 6,464,933 October 15, 2002.139. DE10131041 2002-01-24.140. EP1028169 A3 2000-08-16.141. EP1055470 2000-11-29.142. EP1072839 2001-01-31.143. EP1036616 2000-09-20.144. EP1028283. 2000-08-16.

23. US5632319. Shan-Chanq, Kou-Chanq Su. Method for manufacturing environmentally conscious foamed aluminum materials. 1997-05-27.

24. US5516592. Yang; Chin-Chan, Su; Kou-Chang, Chen; Wen-Chi, Chueh; Shan-Chang. Manufacture of foamed aluminum alloy composites. 1996-05-14.

25. W09325718. Gh Czy Ivan, Saur Erhard. Process for making moldings and use thereof. 199312-23.148. CH684072. 1994-07-15.

26. Патент Ru 2138367 CI. Арбузова JI.A., Трубкина E.M. и др. Способ получения пористых полуфабрикатов из порошков алюминиевых сплавов. 1999.09.27.

27. Патент Ru 2153957 С1. 2000.08.10.

28. Тугубалин А. В. Пористые металлы //Литейное производство. 1993. № 10. С. 4-5.

29. С.С. Yang , Н. Nakae. Foaming characteristics control during production of aluminum alloy foam. Journal of Alloys and Compounds 313 (2000) 188-191.

30. Kobashi M., Kantake N. Controlling Technique of Pore Morphology of Highly Reliable Aluminum Foam. Department of Materials Processing Engineering, Graduate School of Engineering. Nagoya University, Furo-cho, Chikusa-ku, Nagoya, 464-8603, Japan.

31. Gdoutos E.E., Daniel I.M., Wang K.-A. Failure of cellular foams under multiaxial loading. Composites: Part A 33 (2002) 163 176.

32. A.Reyes ,O.S.Hopperstad, M.Langseth. Aluminum foam-filled extrusions subjected to oblique loading:experimental and numerical study. International Journal of Solids and Structures 41 (2004) 16451675.

33. C.C. Yang, Н. Nakae. The effects of viscosity and cooling conditions on the foamability of aluminum alloy. Journal of Materials Processing Technology 141 (2003) 202-206.

34. A. Sosnik, US Patent 2434775 (1948).

35. H. Ueno, S. Akiyama, Light Metal 37 (1987) 42, (in Japanese).

36. Asholt, P., in Metal Foams and Porous Metal Structures, ed. J. Banhart, M. F. Ashby and N.

37. A. Fleck. Verlag Metall Innovation Technologie MIT, Bremen, 1999, p. 133.

38. Miyoshi, Т., Itoh, M., Akiyama, S. and Kitahara, A., Mat. Res. Symp. Proc. 1998, 521, 133.

39. Nakajima H ,Hyun SK, Ohashi K,OtaK, Murakami K. Colloids Surfaces A 2001 ;179:209.

40. Michizu S., Hidetoshi U. Unoho J. Jap. Foundrymen's Soc. 1991. 63. № L. P.9-14

41. Ac 558953 МКИ С 22 С 1/08. Способ получения пористых отливок / Т. П. Борисов, Ю.

42. B. Моисеев, А. В. Наривский // Открытия. Изобретения. 1977. № 19.

43. Патент Ru 2121904 С1, 1998.11.20.

44. Е. JI. Фурман, С. П. Казанцев, М. В. Минин. Получение литых пористых материалов. // Литейное производство № 6, 2002.

45. Патент Ru 2154548 С1, 2000.08.20

46. Патент Ru 2085339 С1, 1997.07.27

47. Патент Ru 2139774 С1, 1999.10.20

48. Duarte, J. Banhart. A study of aluminium foam formation kinetics and microstructure. // Acta materials. 48 (2000) 2349 - 2362.

49. Banhart, J., Foam metal: the recipe. // Europhysics News, 1999, 30, 17.

50. Banhart, J. and Baumeister, J., Deformation characteristics of metal foams, J. Material Scientist., 1998, 33, 1431.

51. Weaire, D. and Hutzler, S., The Physics of Foams. Oxford University Press, Oxford, 1999.

52. Youn S.W., Kang C.G. Fabrication of foamable precursors by powder compression and induction heating process.// J. of Material Science. 2003. V. 18. P. 769-776.

53. J. Baumeister, German Patent 4, 018, 360, 1990.

54. Филипп Т., Кен С. От частиц к сплошным материалам: «Conform» для вторичного сырья и специальных сплавов. // J. of Aluminium international today. Ноябрь, 2003. С. 18-20.

55. Новикова М.Б., Трубкина Е.М., Богданов В.А. Процесс вспенивания плотных полуфабрикатов из пеноалюминия. // Цветные металлы, 2001, № 3. С. 96-98.

56. D. М. Elzey and Н. N. G. Wadley. The limits of solid state foaming. Acta mater. 49 (2001) 849-859.

57. Аввакумов В.Г. Механические методы активации химических процессов. -Новосибирск: Наука, 1979.

58. Боуден Ф.П. Тейбор Д. Трение и смазка твердых тел. Пер. с англ. М.: Машностроение,1968.

59. Хайнике Г. Трибохимия. Пер. с англ. М.: Мир, 1987.

60. Молчанов В.И., Селезнева О.Г., Жирнов Е.Н. Активация минералов при измельчении. -М.: Недра, 1988.

61. С. Suryanarayana. // Progress in materials science, 46 (2001), P. 1-184.

62. Y. Sugimura, J. Meyer, M.Y. He, H. Bart-Smith, J. Grenestedt, A.G. Evans, Acta Mater. 45 (1997)5245.

63. E. Andrews, W. Sanders, L.J. Gibson, Mater. Sci. Eng. A270 (1999) 113.

64. F. Simancik, J. Jerz, J. Kovacik, P. Minar, Kovove Materialy 35 (4) (1997) 265-277.

65. М.Б. Новикова, E.M. Трубкина, ОАО "ВИЛС". Влияние содержание армирующего компонента и порофора на процесс вспенивания и структуру порового пространства пенокомпозитов на основе алюминиевого сплава. // Цветные металлы, 2001, № 4.

66. Youn S.W., Kang C.G. Evaluation of mechanical properties of porous 6061 alloys fabricated by the powder compression and induction heating process.// J. of Material Science. 2004. V. 18. P.2419-2426.

67. E. Koza, M. Leonowicz, S. Wojciechowski, F. Simancik. Compressive strength of aluminium foams. Materials Letters 58 (2003) 132-Т35~. 7 .

68. A.F. Bastawros, H. Bart-Smith, A.G. Evans. Experimental analysis of.' deformation mechanisms in a closed-cell aluminum alloy foamJournal of the Mechanics and Physics of Solids 48 (2000) 301-322.

69. K.C.Chan, L.S.Xie. Dependency of densification properties on cell topology of metal foams.// Scripta Materialia 48 (2003)1147-1152.

70. F. Simancik, H.P. Degischer, H. Worz, Euromat '95, Assoziazione Italiana di Metallurgica, Milano, 1995.

71. J. W. Paek, В. H. Kang, S. Y. Kim, J. M. Hyun. Effective Thermal Conductivity and Permeability of Aluminum Foam Materials.// International Journal of Thermophysics, Vol. 21,No. 2, 2000.193. www.niistali.ru

72. Libowitz, G.G.: Journal. Nuclear Materials, 2, 1 (1960).

73. Hagg G., Z. physical Chemistry. 12, 33 (1931).

74. Whit wham P., Mem. sclent. Revue Metall., 57, 1 (1960).

75. Vaughan D. A., Bridge J. R./ Metals, 8, 528 (1956).

76. YaKel H. Г., Acta Crystallography., 11,46 (1958).

77. Rundle R. E. C. G. Shull and E. O. Wollan. The crystal structure of thorium and zirconium dihydrides by X-ray and neutron diffraction. Acta Crystallographica. 1952. V. 5, p. 22-24.

78. Gulbransen E. A., Andrew K. F., a) Electrochem. Soc, 101, 474 (1954); 96, 364 (1949); b) Metals, 7, 136 (1955); c) Trans. AIMME, \ 188, 586 (1959).

79. BicKol P. W., цитируется Либовицем в 194.

80. JacK К. H., 1955 (данные цитируются в 194.).

81. Bailey J. Е., Acta Metall., 11, 267 (1963); Int. Conf. Electron, Microsc, 1, Paper K9, 1962.

82. Ells С E., McQuillan A. D., /. Inst. Metals, 85, 89 (1956).

83. Hall M. N. A. et al., Trans. Farad. Soc. 41, 306 (1944).

84. Douglas Т. В., J. Am. Chem. Soc, 80, 5040 (1958).

85. Albrecht W. M„ J. Electrochem. Soc, 104, 142 (1957).

86. Schwartz С. M„ Mallett M. W. Trans. ASM, 46, 646 (1954).

87. Martin S. L. H., Rees A. L. G., Trans. Farad. Soc, 50, 22, 343 (1954); Rees A. L. G., ibid.,335.

88. Brown A., Hardy D., /. Nucl. Mater., 4, 110 (1961).

89. Sidhu S. S. et al., a) Acta Crystallogr., 9, 607 (1956); b) 7, 447 (1954); c)Sidhu S. S„ McGuire J. C, J. Appl. Phys., 23, 1257 (1957).2T2. Sidhu S.~S. et al.77,447 (1954). " - ~ "

90. Edwards R. K., VelecKis E., J. Phys. Chem., Ithaka, 66, 1657 J. (1962).

91. Espagno L. et al., a) Comptes rendus Acad. Sci., Paris, 247, 83 (1958); b) 249, 1105 (1959); c) Mem. scient. Revue Metall., 57, 254 (1960); d) 59, 182 (1962); e) Comptes rendus Acad. Sci., Paris, 250, 4352 (1960).

92. Водородная технология титановых сплавов / А.А. Ильин, Б.А. Колачев, В.К. Носов, A.M. Мамонов. Москва. МИСиС, 2002.

93. Рентгенографическое исследование гидридов титана в промышленных сплавах титана / Н.В. Агеев, А.А. Бабарэко, Е.Б. Рубина, С.Я. Бецофен и др. МиТОМ, 1976, № 2, с. 19-27.

94. Рубцов А.Н., Олесов Ю.Г., Антонова М.М. Гидрирование титановых материалов. «Наукова думка». Киев 1971.

95. Pat. № 3017299; Official Gasette of the U. S. Patent Office, 16/1-1962, 774, 3, 636.

96. Pat. № 2905547; Official Gasette of the U. S. Patent Office, 22/1X-1959, 746, 4.

97. Pat. № 886002; Abridgement of specifications, 3/1, 62, 2.

98. Крылов B.C.- В кн.: Титан и его сплавы, 10. Изд-во АН СССР, 1963, 159.

99. Ливанов В.А., Буханова А.А., Колачев Б.А. Водород в титане. ГНТИ, М., 1962.

100. Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А.И. Металловедение, термообработка и рентгенография. Учебник для вузов. М.: МИСиС, 1994. - 480 с.

101. Аксенов А.А. Оптимизация состава и структуры композиционных материалов на медной и алюминиевой основе, получаемых жидкофазными методами и механическим легированием. Автореф. Дис. докт. техн. наук. М.: МИСиС. 2007.

102. Шелехов Е.В.// Тр. Нац. конф. по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования материалов. Дубна: ОИЯИ, 1997. №3. С.316.

103. СалтыковС.А. Стериометрическая металлография. -М.: Металлургия, 1970. 375 с ил.

104. Пузаков К.С. Фазовые превращения в сплавах системы Al-Cu-Mn-Si-Ti-Zr-Cd и разработка режимов термической обработки сплавов этой системы. Дисс. к.т.н. Москва. 1989.

105. Золоторевский B.C. Механические свойства металлов. Учебник для вузов. М.: МИСиС. 1998. 400с.

106. Иванов И.А., Дуб А.В. Применение фрактальной параметризации для моделированиягпроцессов формирования первичной кристаллической структуры металлов. // Металлы Москва: ЭЛИЗ, №4, 2005, С. 17-25.

107. Дуб B.C., Дуб А.В., Макарычева Е.В., Иванов И.А. Теоретические основы кристаллизации сплавов на основе железа. // Тезисы докладов IX конгресса сталеплавильщиков -Старый Оскол, 2006.

108. Дуб А.В., Дуб B.C., Макарычева Е.В., Иванов И.А. Факторы управления процессами затвердевания. // Электрометаллургия Москва: Наука и технологии, №11, 2006, С 18-22.

109. Дуб А.В., Иванов И.А. Программа имитационного моделирования процесса кристаллизации металлов. // Свидетельство об официальной регистрации программ для ЭВМ № 2005613069,2005.

110. Иванов И.А., Иванов Д.О., Аксенов А.А., Дуб А. В. Имитационная модель процесса пенообразования в алюминиевых расплавах. // Металлы Москва: ЭЛИЗ, №6, 2006, С. 60-65.

111. Дуб А.В., Иванов И.А., Аксенов А.А., Иванов Д.О. Программа имитационного моделирования процесса пенообразования алюминиевых расплавов. // Свидетельство об официальной регистрации программ для ЭВМ № 2005613069, 2005.

112. Бартон В., Кабрера Н., Франк Ф. Элементарные процессы роста кристаллов. Перевод с английского. Москва: Иностранная литература. С. 11-109. (1959).

113. Борисов В.Т. Теория двухфазной зоны металлического слитка. Москва: Металлургия. 224 с. (1997).п &

114. Филиппова В.Б. Структурные факторы деформации и разрушения пористых материалов. Автореф. дис. конд. техн. наук. М.: МИСиС. 2004.

115. Коган Я.Д., Колачев Б.А., Левинский Ю.В. Константы взаимодействия металлов с газами. М.: Металлургия, 1987.

116. Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. Учебник для вузов /. М.: МИСиС, 1999. 416 с.

117. Порошковая металлургия титана./ Устинов B.C., Олесов Ю.Г., Дрозденко В.А., Антипин Л.Н. М.: Металлургия, 1981.V