автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка и исследование композиционных материалов Al-SiC

л <\

и

На правах рукописи

ЧУР М У КОВ Эмаль АДдаркакошт

разработка и исследование композиционных

материалов ai.sk:

Специальность 05.16.01 -Металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат дксесртации на соткант ученой степени кандидата'технических наук

Москва -1995

Днссерташшнная работа выполнена на кафедре металловедения цветных металлов Московского института стали и сплавов.

Научные руководители: доктор технических наук, профессор В.С.ЗОЛОТОРЕВСКИЙ, кандидат технических наук А.А.АКСЕНОВ

Официальные оппоненты: доктор технических наук В.М.Федоров кандидат технических наук А.Н.Грибков

Ведущее предприятие: Институт металлургии им. А.А.Байкова РАН

Защита состоится цюНЙ 1995 г в 10 час на заседании Дис-

сертационного совета К.053.08.03 при Московском институте стали и сплавов по адресу: 117936, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, 4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московскою института стали и сплавов.

Автореферат разослан 14 " 1995 г.

Справки по телефону: 236-99-57

Ученый секретарь Диссертационного совета,

профессор Н.А.Самприм

Введение

Акту ялы (ость работы. Композиционные материалы являются одними из самых перспективных среди новых материалов с повышенными эксплуатационными свойствами. Среди них особый интерес вызывают композиционные материалы на металлической основе (МКМ) благодаря хорошему сочетанию механических и физических свойств и возможности их варьирования в широком интервале, в частности, за счет объемной доли и морфологии упрочнителя.

В последние десятилетня интерес к композиционным материалам значительно возрос благодаря развитию теории и технологии производства керамических уггрочнителей и исчерпанию ресурсов повышения прочности металлических сплавов. В настоящее время в качестве материала упрочнителя используются различные оксиды, карбиды, нитриды, углерод, бор и др.

Среди большой группы композиционных материалов на металлической основе широкую изестность получили МКМ на основе системы А1-8»С, как относительно дешевые и технологичные. Важнейшими методами приготовления данных МКМ являются жмдкофазные: метод замешивания частиц Э^С в расплав и метод жидкофазной пропитки волокон 8Ю под давлением. Однако при использовании этих методов возникает проблема чрезмерного взаимодействия между матричным расплавом и упрочннтелем во время приготовления МКМ. *

С другой стороны, для использования всего потенциала механических и физических свойств МКМ требуется создание достаточно прочной связи между матрицей и упрочннтелем. Одннм из способов создания такой связи является обеспечение регламентирование! о взаимодействия на мелефазной поверхности раздела матрица-уггрочнителъ.

Таким образом, создание МКМ жидкофазными методами требует знания механизмов и кинетики взаимодействия между матрицей и упрочннтелем. Однако, эти вопросы, к сожалению, изучены относительно слабо.

Цель работы. Установить механизмы н кинетику взаимодействия между матрицей на основе алюминия и его сплавов и упрочнителем в МКМ, армированных двумя типами упрочнителей: частицами а-ЗЮ и бескерно-выми волокнами Р-31С; на основе полученных результатов дать рекомендации по составу матричных сплавов и технологии получения МКМ.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Установить кинетику и фазовый состав продуктов взаимодействия частиц а-Б^С с расплавом алюмтсия в широком температурно-временном интервале. Изучить влияние кремния на это взаимодействие.

2. Выяснить кинетику и фазовый состав продуктов взаимодействия бескерновых волокон (З-ЯЮ с расплавом алюминия при температурах 700, 800 и 900°С. Определить влияние волокон р-йЮ, а также основных легирующих элементов матричных алюминиевых сплавов (31, и Си) на это взаимодействие.

3. Исследовать структуру ч механические свойства МКМ, упрочненных частицами 81С, на различных стадиях получения отливок из них.

Нятчама иодюня. Изучена кинетика и фазовый состав продуктов взаимодействия на поверхностях раздела в МКМ А1-20%(а-Я1С) при температурах 700-900°С. Показано, что кремний тормозит взаимодействие, а 12%в1 может полностью его. подавить.

Исследовано влияние кремния, магния и меди на взаимодействие в МКМ АИ0%ф-81С). Введение кремния до 3-5% приводит к ускорению взаимодействия на поверхности раздела матрица-упрочнитель, дальнейшее увеличение содержания кремния до 12% снижает темп взаимодействия. Показано, что в процессе взаимодействия магний существенно меняет структуру и фазовый состав МКМ. Взаимодействие начинается с ускоренной диффузии магния в волокно и приводит к образованию фазы MgJSi. Легирование медью до 4% ускоряет рост реакционной зоны, но не меняет фазовый состав продуктов взаимодействия.

Проведен сравнительный анализ процессоз взаимодействия алюминия н его сплавов с двумя типами упрочнителей: частицами а^С и бескерно-выми волокнами р-ЭЮ. Кинетика процессов взаимодействия этих двух типов МКМ близка. Различие выявлено только при высоких температурах н длительных выдержках, где в случае волокон Р-ЯЮ наблюдается значительная активизация взаимодействия. При взаимодействии алюминия и его сплавов с а-ЭГС наблюдали образование фаз АЦСз и а при взаимодействии алюминия с р-ЭЮ - АЦСз, Л1«51С4 н Б).

Практическая неиност». На основе результатов по изучению взаимодействия алюминия и его сплавов с БЮ даны рекомендации по составу и температурно-времениым режимам приготовления МКМ, упрочнештых частицами а-81С и бескерноэыми волокнами р-8Ю.

Разработаны и исследованы МКМ1 АЛ4-15об.%3*С и АЛ30-15об.%81С дня изготовления деталей внутреннего сгорания, получаемые методами кокильного литья и жидкой штамповкой, оптимизированы режимы их термической обработки.

Апробтеви работы. Основное содержание диссертационной работы отражено в 3 статьях. Отдельные материалы работы доложены на Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технология машиностроения" 18-19 ноября 1993 г в Москве.

Структура Н абьач работы. Работа состоит из 4 глав, изложена на 129 страницах машинописного текста, содержит 89 рисунков и133 источников отечественной и зарубежной литературы.

1. Методика эксперимента

Объекты исследования и исхвдные материалы. В качестве объектов исследования использовали композиционные материалы на алюминиевой основе упрочненные как частицами так и непрерывными волокнами ¿¡¡С, и

' Ратработку и исследование МКМ АЛ 4-Я ¡С и АЛЗО-БЮ проводили совместно с ВИЛСом.

«

матричные сплавы на основе алюминия.

Для приготовления матричных сплавов в качестве шихтовых материалов использовали чистые металлы и лигатуры. В качестве упрочняющих элементов использовали порошок SiC крупностью М14 и непрерывные волокна SiC' со средним диаметром 20 и 35 мкм.

Методика приготовление м обработки матричных сплавов м МКМ на их саюве. Плавку матричных сплааов проводили в электрической печи сопротивления в графито-шамотном тигле. Перед разливкой сплавы подвергали рафинированию при температуре 730-740°С гексахлорэтаном (СгСЦ). После удаления шлака и выстаивания расплава в течение 10-15 мин его разливали при температуре 720±10°С в металлические и графитовые изложницы.

Композиционные материалы, упрочненные частицами SiC, получали методом их механического замешивания в жидко-твердый матричный сплав. Процесс приготовления MKMJ состоял из двух стадий. На первой стадии получали исходные слитки-полуфабрикаты. Для этого расплавленный матричный расплав охлаждали до температуры жидко-твердого состояния (~580°С). Затем в тигель с расплавом опускали графитовую мешалку. После начала вращения (600-700 об/мин) постепенно вводили порошок SiC в количестве 10-20 об.%. Далее температуру расплава МКМ повышали до 700-720°С, перемешивали 3-5 мин, выстаивали расплав в течение 10 мин и отливали в стальную изложницу. Размер слитков МКМ составлял 130 мм в диаметре и 250 мм в высоту. На второй стадии для дальнейших исследований исходные слитки-полуфабрикаты разрезали, переплавляли и отливали в изложницы требуемой формы.

Для "определения влияния скорости охлаждения на структуру и свойства композитов литье осуществляли в изложницы, нагретые до 20, 200 и 400°С, что обеспечивало скорости охлаждения порядка 10-100 К/мин. Некоторые отливки подвергали закалке по окончании кристаллизации. Время

I Нстрершние »ологн» p-SiC получены > НПО Хяшологоо. 5 МКМ с чаепщкмя SiC получены > ВНЛС Рои*во»ой В.С.

между окончанием залнвкн и закалкой не превышало 30 сек, что обеспечивало получение пересыщенного твердого раствора.

Образцы МКМ дня исследования процессов взаимодействия между волокнами и расплавом алюминия и его сплавов получали методом вакуумной пропитки. Для этого волокна Б«С помещали в кварцевую трубку диаметром 9 мм, нагревали до температур 300-400°С на воздухе и опускали в тигель с расплавом. Температура расплава при этом составляла 750-770°С, а объемная доля волокон - 10%. Пропитку осуществляли с помощью вакуумного насоса. Время пропитки не превышало 10 сек. После пропитки волокон трубку вынимали го расплава и охлаждали на воздухе, что обеспечивало скорость охлаждения 10 К/сек.

Нагрев и выдержку перед закалкой отливок из исследуемых МКМ и сплавов проводили в электрических печах сопротивления, точность поддержания температуры составляла ±5°С. Искусственное старение сплавов и МКМ проводили в сушильных шкафах с точностью поддержания температуры ±2°С.

Методика исследования структуры и свойств МКМ. Металлографически? исследования проводили на световом микроскопе NEOPHOT•30 и сканирующем электронном микроскопе ,18М-35СР.

Для измерения линейных размеров элементов структуры МКМ использовали фотоэлектрический окуляр-микрометр ФОМ-2-16 с инструментальной погрешностью 0.05 мкм при увеличении х500. Исследование тонкой структуры волокон проводили методом просвечивающей электронной микроскопии на микроскопе .ШМ-2000ЕХ с ускоряющим напряжением 160 кВ и разрешением 0.4 нм. Структуру изучали на тонких участках сколов волокон.

Мнкрорентгеноспекгральный анализ отдельных фаз проводили на сканирующем электронном микроскопе Л5М-35СР с четырехкристалльным спектрометром (11=20 кВ, 1=Ю12-10М). Погрешность в определении концентрации элементов составляла не более 5%.

Плотность МКМ определяли методом гидростатического взвеншва-

и

иия в двух средах.

Для определения горячелошсостн применяли "карандашную" пробу, а показатель жндкотекучести определяли по "шариковой" пробе. С целью снижения пористости композитов, упрочненных частицами, использовали жидкую штамповку'. Жидкую штамповку проводили на вертикальном гидравлическом прессе с максимальным усилием 200 тс. Получали отливки диаметром 130 и высотой 40 мм.

При проведении механических испытаний на одноосное статическое растяжение при комнатной и повышенной температурах оценивали о,, оо.г н 5 По стандартной методике. Испытания проводили на разрывных машинах ИР5057-50 и УМЭ-10ТМ. Твердость по Брннеллю измеряли по стандартной методике.

Испытания на термоусталость проводили на лабораторной установке. Образец из исследуемого материала закреплялся в неподвижных водо-охлаждаемых захватах. Нагрев образца осуществлялся прямым пропусканием тока. За показатель термоусталости брали число циклов до разрушения.

2. Исследование процессов взанмодсйспшя на поверхностях разд&вя в композиционных материалах AJ-SÍC

2Л.ВзаимодейггБиг частиц a-SiCe расплавом алюминия и сплаоов системы Al-Si

Взаимодействие между матрицей и упрочнителем исследовали с помощью рентгеновского фазового анализа. По полученным данным строили кинетические кривые - зависимости относительной интенсивности рентгеновской линии различных фаз, присутствующих в материале, от времени и температуры отжига, «также от содержания кремния. Составы исследованных МКМ с частицами SiC показаны в табл I На рис. 1 представлены кипе-

Жндгую гат*мгто»*у пронпдогга » НПП "Темп4. В «rcnq>m<nrrtx участ»щал ннжепер Мярушпш ('.П.

тнческне зависимости относительной интенсивности рентгеновских линий фаз SiC, AI4C3 и Si от времени отжигов при 700, 800 и 900°С композиционного материала 1. Из него видно, что уже в исходном состоянии (сразу после получения МКМ) появляются линии АЦСз и Si. Это говорит о том, что реакция

AI + SiC АЦСз + Si (1)

в данном композиционном материале начинается уже на стадии приготов -

Таблица I.

Составы исследованных МКМ, упрочненных частицами SiC

1 2 3 4

Содержание кремния в матричном сплгве, мас.% 5 7 12

Объемная доля частиц SiC, об.% 20

ленкя. С увеличением времени отжига по разным режимам интенсивность рентгеновских лшгай АЦСз и 81, а следовательно, их объемная доля быстро растет в первые 2-3 ч, затем выходит на плато и практически не' меняется вплоть до 22 ч выдержки. Одновременно количество карбида кремния снижается.

При повышении температуры отжига общий вид временных зависимостей остается прежним, при этом возрастает как скорость прироста объемной доли фаз АЦСз и 8! на на-

SIC SI

- t I I I I I м > I 11 1 и I I I I р т I I I t I 1 I 11 I I 11 I I I I; t I I I I I t I I I

Ь 5 10 15 - 20 25 Prrc.l. Заппсимоегн интеАспаноети рентгеновских линий SiC, Si 11 ALjCa от времгкя отяита при температуре 9(К>°С___ _ ■

чальных стадиях, так и их количество на установившейся стадии.

Введение в матричные сплавы кремния не меняет характера кинетических зависимостей. Кремний, как и ожидалось, в целом тормозит реакцию (1). Так, для композиционных материалов 2 и 3 (5 и 7% кремния соответственно) при температуре 700°С наблюдается инкубационный период образования фазы АЦСз, она появляется только после двух часов выдержки. При температурах 800 и 900°С инкубационный период не наблюдали.

В МКМ4 (12% кремния) при температуре 700°С взаимодействие рас-, плава с Э1С полностью подавляется, на рентгенограммах отсутствуют линии АЦСз, а интенсивности линий Э|С и Б! остаются неизменными вплоть до 22 час отжига. При повышении температуры до 800 и 900°С на рентгенограммах появляются линии фазы АЦСз, а вид кинетических зависимостей становится схожим с аналогичными кривыми для других композиционных материалов (1-3).

На основе полученных результатов была предложена следующая модель взаимодействия алюминия с частицами С.

На начальных этапах отжига протекает диффузия алюминия в частицу и, одновременно, кремния из частицы к поверхности раздела. Кремний и частично углерод поступают на поверхность раздела и растворяются в жидком алюминии. После насыщения жидкости кремнием и углеродом, а частицы - алюминием, при температурах выше 650°С в МКМ складываются условия для прохождения реакции (1). Продукты этой реакции на определенной стадии взаимодействия образуют барьерный слой и препятствуют дальнейшей диффузии алюминия к непрореагировавшей зоне частицы. С увеличением времени отжига реакция (1) заканчивается и складываются равновесные условия, при которых БЮ перестает взаимодействовать с алюминием и кинетические кривые выходят на плато.

При повышении температуры отжига скорость взаимодействия увеличивается по причине ускорения диффузии элементов, участвующих в реакции. При этом более высокие значения относительной интенсивности для кремния, карбида алюминия и пониженные для карбида кремния на уста-

новившейся стадии можно объяснить большей растворимостью и С р жидком алюминии для прохождения реакции (1) и соответственно другим соотношением объемных долей фаз при достижении равновесия.

При введении кремния на начальных этапах отжига реакция (1) сильно тормозится или совсем подавляется т-за насыщенности жидкого раствора кремнием. На установившейся стадии малое количество АЦСзили его полное отсутствие объясняется тем, что кремний значительно расширяет область первичной кристаллизации ЙЮ и, таким образом, в условиях равновесия при температурах 700, 800 и 900°С частицы карбида кремния должны очень слабо взаимодействовать с расплавом (при концентрациях кремния более Т/о и температуре 7С0°С такое взаимодействие совсем не происходит).

На основе исследований, проведенных в данной работе можно рекомендовать введение кремния в композиционные материалы на основе системы А1-Б1С в количестве >7% для подавления взаимодействия на поверхностях раздела. При этом температура получения композиционных материалов и фасонных отливок из них не должна превышать 700-750°С.

2.2. Взаимодействие бескерновых волокон с алюминием н его

сатанами

Составы матричных сплавов, использованных для исследования процессов взаимодействия представлены в табл. 2.

О степени взаимодействия матричного расплава с волокнами Р-ЭГС в процессе отжига, судили по размерам реакционной зоны (I), непрореагиро-вавшей части волокна ((1) и всего конгломерата волокно+реакционная зона (13), определенными как средние из —100 измерений.

Взаимодействие алюминии с различными типами волокон Р-£ЙС. Для исследования были выбрать волокна Б1С трех типов, получетгые по промышленной технологии и отличающиеся лишь температурой отжига на последней стадии приготовления, которая в значительной мере определяет

структуру и химический состав конечного волокна.

Для оценки фазового состава волокон проводили рентгеноструктур-ный анализ. Показано, что на дифрактограмме волокон №1 (1от«=:1200оС) отсутствуют максимумы. На дифрактограммах волокон №2 (1ОТж=1400Ю) начинают появляться слабо выраженные максимумы, которые могут свидетельствовать о поликристалльности р-БЮ. С повышением температуры отжига до 1500°С (волокна №3) на дифрактограммах видны хорошо оформленные максимумы р-Б^С.

Для более детального изучения структуры волокон использовали ые. тод просвечивающей электронной микроскопии. Показано, что на микродифракционных картинах волокон №1 присутствует сильно размытое диффузное кольцо • гало, являющееся по-видимому результатом рассеяния электронов на ультрадисперсных зернах (£4нм). С повышением температу-

Таблица 2.

Составы исследованных матричных сплавов на основе алюминия,

упрочненных 10об.% волокон p-SiC

Номер МКМ Конц ентрация , масс.%

Si Me Си

1 .

2 1

3 3

4 5

5 7

6 12

7 1

8 - 6

9 10

10 0.4 0.5 1

11 .

12 - 4

ры отжига-до 1400°С (волокну №2) на микродифракцнонных картинах появляются сравнительно тонкие диффузные кольца, являющиеся результатом дифракции электронов на кристаллографических плоскостях {III), {222} и {311} P-SiC. Размер зерна, определенный по микроскопическим картонам составил 6±1 им. На михродифракционнмх картинах волокон №3, описан-

ные выше кольца фрагментируют на отдельные рефлексы типа (11 1), (222), (311) и (400) p-SiC. Размер зерна этих волокон оказался равен 8.5±1.6 нм.

Далее исследовали процессы взаимодействия в МКМ на поверхностях раздела матрица-волокно. Изучение структуры МКМ с волокнами №1 показало, что на начальных стадиях взаимодействия (0.5-4 час) рост реакционной зоны происходит в направлении от межфазной поверхности в матрицу, и только затем (после 0.5-4 час) - вглубь волокна. Графики зависимости структурных параметров взаимодействия (t, <1 и D) от времени взаимодействия представлены на рис.2.

Микрорентгеиоспек тральный анализ МКМ показал наличие в составе реакционной зоны как кремния, так и алюминия, что подтверждает диффузию последнего в волокно. Кремний, в свою очередь, из волокна диффундирует через реакционную зону в расплав и после охлаждения образцов кристаллизуется по границам дендритных ячеек.

Проведенный рентгеновский фазовый анализ выявил карбиды AUCj и

AWSiC«. Кроме того, на рентгенограммах появляются четкие линии от карбида кремния, причем как от p-SiC, так н от а-SiC.

Были построены кинетические зависимости структурных параметров взаимодействия в МКМ, упрочненных волокнами №2 и 3. Анализ данных зависимостей выявил общий характер структурных превращений во всех трех МКМ. Так, показано, что имеется иику-

н 20

IIIITIIMTM1

2 Л в 1, та*

Рис.2. Зависимость структурных параметроз азаимпдействпя в МКМ АЦ^-SiCJNM) от вршенв отшяга при тшшратур* 90О°С

бационный период взаимодействия, например, при температуре 700°С для ■ МКМ с волокнами №1 инкубационный период составляет 1 ч. У МКМ с волокнами №2 и 3 инкубационный период при 700°С составил 1.5 и 7.5 час соответственно. После образования реакционная зона для всех типов волокон растет быстро. При этом, как отмечалось выше, рост происходит как вглубь волокна, так и наружу. Далее, с увеличением времени отжига, изменение всех параметров замедляется и остается неизменным для МКМ с волокнами №2 и 3 вплоть до 25 ч. В случае же волокон №1 и 2 при высоких температурах (900°С) наблюдается третья стадия взаимодействия, характеризующаяся резким ростом толщины реакционной зоны.

В целом анализ кинетических кривых показал, что процесс взаимодействия волокон №1 с расплавом алюминия начинается и проходит значительно быстрее, чем у волокон №2 и 3.

На основе полученных результатов и литературных данных можно предложить следующий механизм взаимодействия в системе алюминий - волокна Р-БЮ. Первоначально протекает диффузия алюминия в волокно и, одновременно, кремния из волокна к поверхности раздела. Под действием высокой температуры и диффузии алюминия в структуре волокна 31С проходит собирательная рекристаллизация, а также, возможно, полиморфное превращение Р-31С-К1-Й1С. Кремний, поступающий на поверхность раздела, растворяется в жидком алюминии. После насыщения жидкости кремнием, а тела волокон - алюминием, при температурах выше 650°С в МКМ складываются условия дня прохождения реакции (1) и реакции образования тройного карбида. Продукты этих реакций на определенной стадии взаимодействия образуют барьерный слой и препятствуют дальнейшей диффузии аломиния к непрореагировавшей части волокна, скорость реакции при этом резко падает. При высоких температурах (>800°С) реакционная зона начинает разрушаться, частицы этой зоны "уплывают" в расплав, обеспечивая контакт алюминия с БЮ. В результате взаимодействие между алюминием и волокнами БЮ может проходить до полной деградации волокна и но-

сить ступенчатый характер.

Хотя волокна №2 и 3 взаимодействуют с расплавом алюминия менее интенсивно, их низкие механические свойства не позволяют использовать их в качестве упрочнителя в МКМ. Поэтому в дальнейшем использовали только волокна №1.

Елняяк кремния на гфоцессы взаимодействия в системе ЛЦ^ЙС). Как было показано, выше добавки кремния в матричный сплав приводят к резкому замедлению процессов взаимодействия алюминия с частицами а-ЭЮ. Следовало бы ожидать такого же влияния и я случае волокон р-81С, однако их структура и химический состав могут а значительной степени изменить что взаимодействие.

Составы исследованных МКМ2-6 показаны в табл.2. Структура МКМ после их приготовления состоит из дендритов (А1)-твердого раствора и эвтектики (А1+80 и волокон, причем волокна располагаются по границам дендритных ячеек и наблюдается преимущественная кристаллизация эвтектического кремния на волокнах р-ЯГС.

Несмотря на общий характер процессов взаимодействия, кремний сильно влияет на кинетику этих процессов. Так, при температуре 900°С введение в матричный сплав 3-7% приводит к интенсификации взаимодействия с волокном по сравнению с чистым алюминием. Причем интенсификация происходит на первой стадии взаимодействия. Из литературы известно, что для прохождения реакции

Ж + АЦСз ЯК: + А1 (2) жидкость должна содержать в своем составе 1,55%51, а для реакции

Ж АЬСз + (3)

жидкость должна менять состав от 1.55% при 650°С до 16.5%81 при 1350°С. Поэтому влияние кремния можно объяснить тем, что в МКМ на основе чистого алюминия и сплавов с содержанием кремния <3% жидкость оказывается ненасыщенной и для начала реакции (2) требуется определенное время - инкубационный период, а п МКМ с содержанием кремния от 3 до 7% -

к

насыщенной, и потому взаимодействие начинается без инкубационного пе-. риода и проходит интенсивнее на начальной стадии. Что касается МКМ6 с 12% Я!, то здесь взаимодействие сильно тормозится, вероятно, из-за пере-сыщенности жидкого раствора кремнием.

Вливея магкиа и меди на процессы взаимодействия в системе АШС. Б исходном состоянии (т.е. непосредственно после вакуумной пропитки) взаимодействия матрицы с упрочнителем не было обнаружено.

После отжига в течение 2 ч в структуре матрицы МКМ7-9 образуются кристаллы фазы М&81, которые кристаллизуются по границам дендритных ячеек н на поверхности раздела матрица-волокно. Это свидетельствует о диффузии кремния из волокна в матрицу.

При изучении структуры МКМ7-9 после отжига при температурах 700-900°С было обнаружено образование и быстрый рост новой зоны вглубь волокна Р-8Ю. Структура этой зоны резко отличается от структуры реакционной зоны в МКМ1-6. При температуре 700°С эта зона растет очень Медленно, тогда как при температурах 800 н 900°С она охватывает полностью волокно за 5-6 ч. Проведенный микрорентгеноспектральный анализ показал, что эта зона характеризуется повышенным содержанием магния, причем концентрация магния снижается с 14% на границе матрица-зона до 10% на границе зона-волокно. Следовательно, образующаяся зона является зоной диффузии магния в волокно Р-БЮ. В МКМ8 и 9 при температурах 800 и 90043 сначала происходит образование диффузионной зоны и только вслед за этим начинается непосредственно взаимодействие расплава с волокном.

Микрорентгеноспектральный анализ МКМ7-9 показал, что в составе реакционной зоны присутствуют алюминий, маший и частично кремний. При этом кремний продолжает диффундировать из волокна и объемная доля фазы \lg2Si возрастает.

Рентгеновский фазовый анализ МКМ7-9, проведенный на различных стадиях взаимодействия, показал, что в структуре МКМ присутствуют

фазы: (А1), а- и р-ЭЮ, М8<Э, МаАЬО« (МвОАЬОз), АЦСэ, АЬ&С* (АЦСз •БГС) и МвгЭй

Образование реакционной зоны в МКМ7-9 начинается только после 2 ч отжига при температурах 800 и 900°С, а при температуре 700°С - после 4 ч. С увеличением времени отжига при температуре 700°С в МКМ7-9 толщина реакционной зоны, как и в случае МКМ1-6, быстро увеличивается до значе-!шй 2-3 «км за первые 4 ч и в дальнейшем остается почти неизменной вплоть до 23 ч взаимодействия. При температурах 800 и 900°С толщина реакционной зоны непрерывно увеличивается и при 23 час отжига волокно р-полностью взаимодействует с матрицей.

Предложен следующий механизм взаимодействия: первоначально магний из расплава диффундирует в волокно и, одновременно, кремний из волокна. В расплаве кремний взаимодействует с магнием с образованием фазы N^231. После прохождения диффузии складываются условия для прохождения химического взаимодействия матрицы с волокном. В отличие от МКМ1 на основе чистого алюминия добавки магния подавляют реакцию (I) и вместо нее протекает следующая реакция

4А1 +6Мв + ЗЯЮ -» АЦСз + ЗК^зЯ! (4)

Кроме того, магний взаимодействует с кислородом в волокне, образуя оксид магния. Образующиеся продукты реакции выделяются на поверхности раздела матрица-волокно и затрудняют ее протекание.

Были построены кинетические зависимости структурных параметров взаимодействия для МКМ11 и 12. Анализ этих зависимостей выявил общий характер структурных превращений во всех МКМ. Так же как и в МКМ1, имеется инкубационный период взаимодействия. При температуре отжига 700°С для МКМ! 1 и 12 он составляет 0.5-1 ч.

Н целом, анализ структурных исследований показал, что медь не оказывает существенного влияния на процессы взаимодействия расплава с волокном.

IS

3. Исследование структуры и свойств M КМ на основе сплавов АЛ4 и AJ130, упрочненных «истцами SiC

В промышленных масштабах получать отливки из МКМ, упрочненных частицами SiC, можно несколькими способами. Один из них заключается в том, что процесс замешивания порошка SiC в расплав, его дальнейшая металлургическая обработка и, наконец, заливка объединены в единую непрерывную цепочку. Однако имеется и другой способ, когда стадия замешивания отделена от остальных и после замешивания получают слиток-полуфабрикат. Такой слиток-полуфабрикат можно затем переплавлять, проводить необходимую обработку н получать требуемую отливку. Поэтому необходимо было знать как влияют переплав и различная металлургическая обработка на структуру и, в конечном счете,.свойства МКМ.

В работе использовали МКМ, содержащие 10, 15 и 20 об.% SiC. Было обнаружено, что эти слитки-полуфабрикаты характеризуются высокой пористостью, причем с увеличением объемной доли SiC пористость возрастает с 2 до 10%. Исследование структуры исходных слитков-полуфабрикатов показало, что пористость присутствует как в виде рассеянной, как правило сопутствующей частицам SiC, так и в виде сосредоточенной • раковин, расположенных также вблизи частиц SiC. Кроме того, был обнаружен такой дефект структуры как скопление частиц SiC.

Влияние технологических параметров вторичного переплава на структуру и мехшмчеекме свойства МКМ AJI4-SÏC и АЛЗО-SiC. С целью снижения пористости МКМ, а также изучения возможности применения различных способов обработки расплава и литья применяли различные скорости охлаждения, перегрев, перемешивание, выстаивание м вакуумирование расплава при вторичном переплаве. Показано, что хотя эти технологические приемы приводят к снижению пористости, однако ее значения остаются достаточно высокими, в результате чего механические свойства остаются заниженными.

Так как наиболее простые технологические приемы не привели к снижению пористости, в дальнейшем в работе использовали горячее изостати-ческое прессование1 (ГИП) отливок и штамповку жидкого металла. Показано, что применение ГИП привело к существенному повышению механических свойств, особенно при повышенных температурах, при значительном снижении пористости. В результате резко меняется характер структуры изломов образцов после механических испытаний. Изломы становятся вязкими, мелкоямочными, разрушение проходит как через частицы БГС, так и по межфазной поверхности матрица-БЮ.

Следует отметить, что ГИП устраняет лишь мелкие (<10 мкм) поры и рлк^о.шы, крупные же раковины, особенно при объемной доле 15 и 20%, сохраняются и после ГИПа, вероятно из-за того, что они заполнены газом.

Кроме ГИП проводили жидкую штамповку МКМ ЛЛ4-15об.%31С и АЛЗО-15об.%81С. Давление прессования составляло 130 МПа. И в этом случае пористость МКМ существенно снижается, однако не достигает уровня, достигнутого ггри использовании ГИП. Тем не менее механические свойства МКМ, полученных жидкой штамповкой, практически не отличается от свойств, полученных после ГИП.

Влмвнме термической обработки ив структуру и свойства МКМ АЛ4-и ЛЛЗО-ЬЧС. Из литературы известно, что в МКМ кинетика старения может существенно отяичааъся от кинетики старения матричного сплава. Поэтому необходимо было оптимизировать режимы термической обработки МКМ АЛ4-81С и ДЛЗО^С.

Для исследования широких температурно-временных областей старения МКМ использовали метод симплексного планирования. Получены математические модели зависимости твердости по Бринелто от температуры (140-2004: для МКМ АЛ4-15об.%Я1С и 160-220°С для МКМ АЛ30-15об.%8К') и времени старения (до 15 ч). Для МКМ АЛ4-15об.%8Ю максимальная гвсрцость (ПВ96) достигается при старении после литья по режн-

[ мчгр (тч-ппичесгое прессоввиие птпивог МКМ бмяо проведена я ЙИЛГе Гомановой В.С.

мам: 170-180°С, З-б ч, а дая МКМ АЛЗО-15об."/«БЮ наблюдается два м&кси--мума твердости: при 1604:, 2-6 ч (НВ136) и при 200°С, 1-4 ч (НВ132). Такой эффект (образование двух максимумов) может быть связан либо со сменой фазы-упрочнителя при старении, либо с изменением их процентного соотношения.

После старения по режимам, соответствующим максимуму твердости МКМ, определяли значения длительной твердости при 300°С. В МКМ достигаются более высокие значения длительной твердости, по сравнению с матричными сплавами, особенно у МКМ на основе сплава АЛ30. Как и следовало ожидать, длительная твердость мало зависит от исходного состояния материала. Это говорит о том, что основной вклад в увеличение НВ)500, по сравнению с матричными сплавами, вносят частицы ЭЮ.

В том случае, если к материалу предъявляются повышенные требования по твердости, можно применить закалку по окончании кристаллизации и последующее старение.

Построены математические модели зависимости твердости по Бри-неллю от температуры и времени старения МКМ после закалки по окончании кристаллизации. Для МКМ АЛ30-15об.%8Ю максимальная твердость при старении после закалки по окончании кристаллизации достигается при режимах 180-200С, 1-4 ч; 160°С, 6-12 ч, а для МКМ АЛ4-15об.%8[С при старении после закалки по окончании кристаллизации максимум находится в области 150°С, 13 ч.

Литейные свойства МКМ па основе сплавов АЛ4 и АЛЗО, упрочненных частицами 81С. Так как исследуемые МКМ предназначены для изготовления деталей двигателей внутреннего сгорания литейными методами, то одними из наиболее важных свойств этих материалов являются такие литейные свойства как жидкотекучссть и горячеломкость.

Литейные свойства МКМ определяли в сравнении с аналогичными свойствами матричных сплавов. Было показано, что МКМ с содч>жанисм БЮ 10 и 15 об.% обладают высокими литейными свойствами на уровне свойств сплавов АЛ4 и АЛЗО. Следовательно, данные МКМ можно иеполь-

зовать для получения деталей сложной формы методами фасонного литья. МКМ с 20 об.% SIC имеют значительно более низкие литейные свойства газа большой вязкости расплава. Для изготовления деталей т таких МКМ необходимо использозать методы литья с применением избыточного давления.

В результате, в качестве материала дум изготовления головок блохоа цилиндров двигателей внутреннего сгорания предложен МКМ АЛ4-15o6.%SiC, а для изготовления поршней - МКМ AJ130-15ö6.%SiC. Методы получения отливок - лить« в кокиль с последующим горячим нэостатиче-схим прессованием или жидкая штамповка. Механические свойства предлагаемых МКМ представлены в табл.3.

Таблица 3

Механические свойства МКМ АЛ4-13об.%8ГС и АЛ30-15o6.%SiC

Механические свойства AJ14-15o6.%SiC АЛ 30-15об.%31С*

о», МПа при 20°С ЗП±5 360110

при 250°С 13018 7613

Сол, МПа при 20°С 29614 34813

при 250°С 12013 7215

5,% при 20°С 1.210.3 1.410.5

при 250°С 1018 2.410.4

НВ,«» 16.4 26.9

НВ ПО 160

• -Для МКМ АЛ30-15об.%81С испытания при повышенной температуре проводили при 350®С.

Выводы

1. Методом рентгеновского фазового анализа изучена кинетика и фа-

зовый состав продуктов взаимодействия на поверхностях раздела в МКМ Al-20%(a-SiC) при температурах 700-900°С. Показано, что кремний снижает скорость взаимодействия в данных МКМ при всех изученных температурах, а 12% кремния приводит к полному подавлению взаимодействия между алюминием и a-SiC при температуре 700»С.

2. Методами сканирующей электронной микроскопии, количественного металлографического, рентгеновского фазового и микрорснтгеноспек-трального анализов изучена структура непрерывных бескерновых волокон SIC и МКМ Al-10o6.%(ß-SiC). Показано, что волокна карбида кремния имеют мелкокристаллическую структуру ß-SiC с кубической решеткой и периодом а=0.4357 им. В процессе взаимодействия этих волокон с расплавом алюминия на межфазной поверхности раздела образуется непрерывная реакционная зона, состоящая из карбидов алюминия AUCj и AUSiC*.

3. Исследовано влияние кремния, магния и меди на взаимодействие в МКМ Al-10o6.%(P-SiC). Показано, что введете кремния до 3-5% ускоряет взаимодействие на поверхности раздела матрица-упрочнитель, а дальнейшее увеличение содержания кремния до 12% снижает эту скорость. При этом фазовый состав продуктов взаимодействия не «сменяется.

Добавка магния (до 10%) сильно влияет на структуру и фазовый состав МКМ. Кроме фаз АЦСз , Si наблюдали образование фазы MgjSi. В присутствии магния значительно ускоряются процессы взаимодействия вплоть до полной деградации волокна.

Легирование медью (до 4%) не меняет фазовый состав продуктов взаимодействия алюминия с волокнами ß-SiC. Введение меди в МКМ ускоряет рост реакционной зоны.

4. На основе результатов исследования взаимодействия на поверхностях раздела даны следующие рекомендации по составу МКМ:

а) для МКМ, упрочненных частицами a-SiC, в качестве матричных сплавов следует использовать силумины с содержанием кремния > 7%;

б) для МКМ. упрочненных непрерывными бсскерновыми волокнами

f)-S¡C, в качестве матричных сплавов могут быть использованы силумины с концентрацией кремния более 7%, сплавы системы Al-Mg с концентрацией магния до 6% и сплавы системы Al-Cu с концентрацией меди до 4%. При этом температура получения МКМ должна быть не выше 700°С, а время контакта с расплавом - не более 0.5 ч.

5. Разработаны и исследованы (совместно с ВИЛС) МКМ АЛ4-15o6.%SiC и АЛ30-15об.%31С для изготовления деталей двигателей внутреннего сгорания методами кокильного литья и жидкой штамповки, имеющие следующие свойства:

AJI4-15o6.%SiC: = 310МПа; §»= 1.2%; НВ105

о,2»= |зо мГ1а; 8J50= 10%; HB,»°16 AJI30-15o6.%SiC: ав2о = 365 МПа; 1.4%; НВ130

о„з»=75МПа; 5^»= 2.4%; НВ,**>27

Основные положения работы отражены в следующнх публикациях:

1. Полькин И.С., Золоторевский B.C., Романова B.C., Аксенов A.A., Пономаренко A.M. и Чурмуков Э.А. Структура и свойства литых компози ционных материалов на основе сплавов AJT4 и АЛЗО, упрочненных частицами SiC. Технология легких сплавов, 1993, №12.

2. Аксенов A.A., Чурмуков ЭЛ., Золоторевский B.C. и Ииденбаум Г.В. Исследование процессов взаимодействия непрерывных волокон ß-SiC с расплавом алюминия и сплавов на основе системы Al-Si. Известия РАН. Металлы, 1995, №1.

3. Аксенов A.A., Чурмуков ЭЛ. и Романова B.C. Влияние кремния на процессы взаимодействия на поверхностях раздела п композиционных материалах Al-SiC. Известия ВУЗов. Цветная металлургия, 1994, №4-6.

4. Романова B.C., Аксенов A.A., Пономаренко A.M. и Чурмуков ЭЛ. Лин'Нные композиционные материалы из сплавов АЛ4 и АЛЗО, армированных частицами SiC. Российская научно-техническая конференция "Новые

материалы и технологии мвшишмлроеадя", Москва, 1993.

МОСКОВСКИЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ (технологический университет) Типография МИСиС, ул. Орджоникидое 8/9. Заказ Объем 1 п.л. Тираж 100 экз.,